4 (77), 2014 144 / УДК 669 .017 + 621 .767 Поступила 05.11.2014 А. В. КОВАЛЬЧУК, БНТУ, С. В. КОНСТАНТИНОВ, Институт прикладных физических проблем им. А. Н. Севченко БГУ, научные руководители д-р физ.-мат. наук Ф. Ф КОМАРОВ, канд. техн. наук Г. А. ТКАЧЕНКО КОМПЛЕКСНОЕ ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ Разработан способ комплексного поверхностного упрочнения стальных изделий, представляющий собой сочетание двух методик упрочнения: химико-термической обработки и нанесения PVD-покрытия. Достигнутый в результате эф- фект значительно превосходит известные аналоги и является кумулятивным. Способ может использоваться в маши- ностроении, медицине, энергетике, перспективен для военной и космической техники. The method of complex surface hardening of steel detailswas designed. The method is a compound of two processes of hard- ening: chemical heat treatment and physical vapor deposition (PVD) of the coating. The result, achieved in this study is much higher, than in other work on this topic and is cumulative. The method designed can be used in mechanical engineering, medicine, energetics and is perspective for military and space technologies. Введение. Одной из важных задач современ- ного материаловедения применительно к вопро- сам техники является необходимость обеспечения свойств поверхности упрочняемых изделий все более жестким условиям их работы . Для решения этой задачи широко применяют методы нанесения защитных покрытий в вакууме путем физического осаждения на защищаемую поверхность с образо- ванием соединений, устойчивых к разрушающему механическому воздействию [1] . Разработка и по- лучение покрытий на инструменте и деталях ма- шин для стран СНГ является стратегической зада- чей в связи с высоким уровнем потребности и су- щественной долей импорта в данной области [2] . Поэтому разработка высокоэффективных спосо- бов поверхностного упрочнения является актуаль- ной и перспективной . Предложенный в настоящей работе способ относится к области получения функциональных покрытий, стойких к изнашиванию и разруше- нию под воздействием нагрузок в процессе экс- плуатации, а также к методам их получения на поверхности изделий . Данный способ может быть использован для для упрочнения деталей машин и ме ханизмов, режущего инструмента, деталей подшипников и различных втулок, деталей ги- дросистем, деталей топливной аппаратуры и др . Также он может быть перспективным в области медицины и космической техники, где требуется высокая твердость в сочетании с низким коэф- фициентом трения и высокой коррозионной стойкостью . Известно, что при дуговом или магнетронном формировании тонких пленок (1–5 мкм) нитридов переходных металлов на поверхности деталей суще- ствует резкая граница в значениях твердости покры- тия и материала самого изделия . Если рабочая по- верхность изделия, на которую наносят износостой- кое покрытие, пластична и не обладает достаточной жесткостью, то, несмотря на высокую твердость, это покрытие при повышенных удельных нагрузках про- гибается и разрушается под действием давления в контакте с контртелом . Устранить резкий скачок свойств между покрытием и основой позволяет протяженный переходный слой с постепенно нарас- тающей твердостью, тем самым, демпфируется гра- диент жесткости разнородных материалов [3, 4] . Известен способ нанесения износостойкого покрытия на поверхность стальных изделий, вклю- чающий ионно-плазменное азотирование в среде реактивного газа – азота, очистку поверхности де- тали и нанесение нитрида титана из паровой фазы [5] . Способ позволяет создать переходную область между покрытием и материалом самого изделия . Недостатком способа является недостаточная жесткость поверхностного слоя основного матери- ала и, как следствие, относительно невысокая из- носостойкость рабочей поверхности . Известен способ обработки изделий преиму- щественно из быстрорежущей стали, включающий 4 (77), 2014 / 145 азотирование, последующее вакуумно-плазменное осаждение износостойкого покрытия при изотер- мической выдержке, при этом азотированный слой формируют толщиной 5–25 мкм с твердостью 1250–1500HV0 .1 [6] . Недостатком способа являет- ся то, что для получения высокой твердости азот- содержащего слоя требуется применение высоко- легированных конструкционных и инструменталь- ных сталей . Высокая твердость азотированного слоя 1250–1500 HV0 .1 достигается за счет форми- рования фаз, которые не позволяют достигать зна- чительной адгезионной связи между покрытием и диффузионным слоем . Кроме того, при азотиро- вании формируются нитридные соединения с основ- ными компонентами стали, которые значительно отличаются друг от друга кристаллографическими параметрами ячейки, что отрицательно сказывает- ся на прочности сцепления покрытия, упрочненно- го подслоя и основного материала, а также на рав- номерности распределения твердости по поверх- ности изделия . Наиболее близким к разработанному способу упрочнения является комплексное упрочнение ин- струмента из быстрорежущих сталей, включающее карбонитрацию поверхности в тлеющем разряде и последующее нанесение покрытия нитрида тита- на послойно при плавном повышении давления . Первые три слоя формируют толщиной по 0,5 мкм, а последний рабочий слой – толщиной 5–6 мкм . Недостатки прототипа заключаются в следующем: • карбонитрация в тлеющем разряде примени- ма только для деталей простой формы; • необходимость послойного нанесения по- крытия; • относительно невысокая твердость и износо- стойкость покрытия; • низкая трещиностойкость покрытия; • низкое адгезионное взаимодействие между покрытием и подложкой . Однако применение карбонитрации для обра- ботки деталей обеспечивает повышение усталост- ной прочности на 50–80 %, резкое повышение со- противления изнашиванию по сравнению с цемен- тацией, нитроцементацией и азотированием [7] . Получаемые на поверхности нитридные и карбид- ные фазы даже при отсутствии смазочного мате- риала не проявляют склонности к схватыванию и последующему катастрофическому изнашива- нию . Карбонитрация стали для последующего на- несения твердого покрытия обеспечивает появле- ние протяженного переходного слоя с постепенно нарастающей твердостью между материалом изде- лия и твердым покрытием и позволяет устранить образование резкой границы, тем самым, демпфи- руя градиент жесткости разнородных материалов и повышая жесткость, нанотвердость и микротвер- дость поверхности . Положительные стороны кар- бонитрации послужили основой для разработки технологии комплексного упрочнения стальных изделий . Карбонитридный слой, как промежуточ- ный между основой и покрытием, является наибо- лее эффективным для выравнивания градиента их свойств . Структура, фазовый состав и толщина карбо- нитридного слоя играют ключевую роль в форми- ровании эксплуатационных свойств будущего из- делия . Оптимальные температурно-временные ре- жимы диффузионного насыщения поверхности изделия заключаются в выдержке в интервале тем- ператур 550–600 ºC в течение 4–8 ч . Этот режим обусловлен тем, что при температуре ниже 550 ºC снижается скорость диффузии и, следовательно, глубина проникновения азота и углерода, насыще- ние углеродом незначительно, а при температуре выше 600 ºC непосредственно под слоем соедине- ний может образовываться слой аустенита с низкой твердостью . Так, например, после карбонитрации стали 38Х2МЮА в течение 1 ч при 525 ºC твердость составляет 700 HV0,1 при 550 ºC – 1100 HV0,1 . В качестве насыщающей среды наилучшим об- разом подходит порошковая среда, что позволяет проводить обработку изделий сложной геометрии . Этот способ обеспечивает равномерное распреде- ление диффузионного слоя по поверхности изделия и гарантирует отсутствие необработанных участков . Обработка стали в порошковой среде является простым и универсальным способом, нагрев кон- тейнеров с упакованными деталями можно осу- ществлять с использованием практически любого способа нагрева . Карбонитрация стали в порошко- вой среде, традиционно содержащей железосине- родистый калий, древесный уголь и активатор, по- зволяет получить на поверхности слой с гексаго- нальной структурой, присущей нитриду железа Fe3N и карбиду железа Fe3C – карбонитридная фаза Fe3(C, N), причем доля карбидной составляю- щей по сравнению с другими средами выше . Та- ким образом, карбонитрация в порошковой среде позволяет наилучшим образом подготовить по- верхность стальной детали к дальнейшему нанесе- нию тонкой пленки . В разработанной технологии нами применяет- ся метод реактивного магнетронного напыления, который обеспечивает высокую однородность и ка- чество покрытия, отсутствие пористости и капель- ной фракции . Достоинство реактивного магне- тронного напыления обусловлено низкими темпе- ратурами процесса, формированием покрытия на 4 (77), 2014 146 / атомном уровне при взаимодействии ионов метал- лов распыляемого катода с ионами реактивного газа и, как следствие, высокой скоростью зароды- шеобразования пленки покрытия при низкой ско- рости роста зародышей, что обеспечивает нано- структурированность и переход на качественно новый уровень инженерии поверхности изделий машиностроения [8] . Также данный метод нанесе- ния не приводит к короблению и отсутствует необ- ходимость в доводочных операциях механической обработки . По результатам предыдущих исследований [9] установлено, что добавление алюминия в покры- тие нитрида титана путем совместного распыления данных компонент в единой мишени методом ре- активного магнетронного нанесения существенно изменяет структуру и эксплуатационные свойства покрытия . Установлено, что при концентрации алюминия в 50 % в распыляемой мишени концен- трация алюминия в покрытии нитрида титана при- сутствует в пределах 23–25 % . Такое количество алюминия позволяет добиться значительного уве- личения твердости с 20–22 ГПа покрытия чистого нитрида титана до 35–40 ГПа покрытия TiAlN . Также с добавкой Al значительно повышаются вяз- кость разрушения покрытия и степень адгезионно- го сцепления с подложкой, что приводит к ком- плексному улучшению эксплуатационных свойств покрытия . По триботехническим свойствам добав- ка алюминия проявляет себя в уменьшении коэф- фициента трения примерно в 15 раз, а также уве- личении износостойкости и трещиностойкости по- крытий . Так, измеренный коэффициент трения не- р жавеющей стали 12Х18Н10Т составил величину 0,75 без покрытия TiAlN и величину 0,05 с покры- тием TiAlN [10] . Таким образом, задача разработанного способа– повышение твердости и износостойкости рабочей поверхности стальных изделий, повышение трещи- ностойкости покрытия, усиление адгезионного взаи- модействия между покрытием и подложкой . Материалы и методики исследований. Раз- работанный способ основан на сочетании двух взаимодополняющих упрочняющих воздействий: хи мико-термической обработки поверхности с по- следующим нанесением наноструктурированного покрытия TiAlN методом реактивного магнетрон- ного напыления . Т а б л и ц а 1 . Результаты дюрометрических испытаний Способ упрочнения Материал подложки армко-железо сталь 12Х18Н9Т микротвердость, МПа нанотвердость, МПа микротвердость, МПа нанотвердость, МПа Азотирование и нанесение покрытия TiN 8390 17110 14170 21040 Карбонитрация и нанесение покрытия нитрида титана TiN 10030 19540 16140 23950 Карбонитрация и нанесение покрытия TiAlN 14950 34090 19770 52880 Т а б л и ц а 2 . Результаты трибологических испытаний Способ упрочнения Материал подложки армко-железо сталь 12Х18Н9Т линейный износ, мкм толщина упрочненного слоя, мкм линейный износ, мкм толщина упрочненного слоя, мкм Азотирование и нанесение покрытия TiN 807 27 652 54 Карбонитрация и нанесение покрытия нитрида титана TiN 674 47 577 65 Карбонитрация и нанесение покрытия TiAlN 501 95 412 135 Т а б л и ц а 3 . Результаты испытаний на адгезию покрытий Способ упрочнения Материал подложки армко-железо сталь 12Х18Н9Т суммарная длина трещин, мкм поведение покрытия при пробе Эриксена суммарная длина трещин, мкм поведение покрытия при пробе Эриксена Азотирование и нанесение покрытия TiN 258 полное отслоение 182 частичное отслоение Карбонитрация и нанесение покрытия нитрида титана TiN 139 частичное отслоение 98 частичное отслоение Карбонитрация и нанесение покрытия TiAlN 35 отсутствие отслоения 10 отсутствие отслоения 4 (77), 2014 / 147 Карбонитрацию проводили в порошковой сре- де, содержащей железосинеродистый калий, дре- весный уголь и активатор, в течение 4–8 ч в интер- вале температур 550–600 ºC . Нанесение покрытия осуществляли путем магнетронного распыления нитрида титана с добавлением алюминия . В качестве материала образцов использовали армко-железо и сталь 12Х18Н9Т . Для устранения коробления вследствие температурного воздей- ствия при карбонитрации, а также диффузионного насыщения поверхности углеродом и азотом осу- ществляли полировку образцов со снятием карбо- нитридного слоя 1–3 мкм . Последующее нанесение покрытия проводили путем реактивного магнетронного распыления нитрида титана TiN с добавлением алюминия Al . Толщина покрытий составила величину 3 мкм . Далее выполняли сравнительные испытания на микро- и нанотвердость (табл . 1), износостойкость и эксплуатационную стойкость, определяемую об- щей толщиной упрочненного поверхностного слоя (табл . 2), трещиностойкость и адгезионное взаимо- действие между покрытием и подложкой (табл . 3) стальных образцов после поверхностного упроч- нения различными способами: предложенным, вы- бранными в качестве аналога и прототипа . Состав покрытий контролировали методом ре- зерфордовского обратного рассеяния ионов гелия . Энергия анализирующих ионов 1,5 МэВ, разреше- ние детектора 15 кэВ . Структура покрытий была изучена методом рентгеноструктурного фазового анализа на установке ДРОН-3 с фокусировкой по Брэггу-Брентано . Значения микротвердости образцов получали при измерении твердости по методу восстановлен- ного отпечатка при нагрузке на индентор 0,09– 0,98 Н . Значения нанотвердости получали при об- работке кривых нагружения-разгрузки, получен- ных на приборе Nanoindenter G200 (MES Systems, USA) по методике Оливера-Фарра[11], с примене- нием трехгранного алмазного индентора Беркови- ча с радиусом закругления при вершине 20 нм при вдавливании наноиндентора на глубину до 200– 300 нм . Трибологические испытания проводили по схе- ме сухого трения скольжения «диск – плоскость», износостойкость определяли по величине линей- ного износа за 1 ч при нормальной нагрузке 0,1 Н . Трещиностойкость оценивали при измерении суммарной длины трещин на покрытиях при на- грузке на индентор 1–5 Н . Силу адгезионного вза- имодействия между покрытием и подложкой оце- нивали качественно по наличию отслоения покры- тия при испытании на вытяжку сферической лунки по Эриксену . Показатель эксплуатационной стой- кости определяли как сумму толщины вакуумного покрытия и толщины упрочненного слоя подложки в результате термодиффузионного воздействия . За границу между упрочненным слоем и основным материалом принималось резкое падение твердости . Результаты и их обсуждение. Микротвердость образцов после поверхностного упрочнения пред- ложенным способом в 1,2–1,5 раза превышает со- ответствующий показатель после упрочнения по- средством способа, выбранного в качестве прото- типа, в 1,4–1,8 раза – аналогов, как это следует из табл . 1 . Это свидетельствует о том, что поверх- ностное упрочнение предложенным способом по- вышает эффективную твердость слоистой системы и несущую способность непосредственно покры- тия, которое вносит более существенный вклад в общую твердость поверхностной композиции . Это также подтверждают значения нанотвердости образцов после поверхностного упрочнения пред- ложенным способом, которые в 1,7–2,2 раза пре- вышают соответствующие показатели после упроч- нения посредством способа, выбранного в качестве прототипа, в 2,0–2,5 раза – аналогов . Это делает научно обоснованным использование более деше- вых материалов, после поверхностного упрочне- ния предложенным способом, как замену материа- лам после упрочнения посредством способов, вы- бранных для сравнения . Установлено, что предварительная карбонитра- ция увеличивает время до появления остаточной деформации в подложке и несколько нивелирует влияние разности в твердости между подложкой и покрытием на эффективную твердость слоистой системы, а сжимающие остаточные напряжения в поверхностном слое подложки увеличивают вре- мя до появления усталостных трещин . Также при наступлении начала последовательного разруше- ния покрытия упрочненная подложка тормозит процесс развития очага разрушения и при полном разрушении покрытия под контртелом работает дольше не упрочненной подложки . Как следует из табл . 2, износостойкость образ- цов по величине линейного износа после поверх- ностного упрочнения предложенным способом в 1,3–1,4 раза превышает соответствующий пока- затель после упрочнения посредством способа, вы- бранного в качестве прототипа, в 1,5–1,6 раза – аналогов . Очевидно, что по величине потери мас- сы при схеме трения «диск – плоскость» эта раз- ница больше . Одновременно с этим эксплуатационная стой- кость, определяемая общей толщиной упрочненно- го поверхностного слоя, предотвращающего резкое 4 (77), 2014 148 / падение твердости и, как следствие, начало ката- строфического износа у образцов после поверх- ностного упрочнения предложенным способом в 2,0–2,1 раза превышает соответствующий пока- затель после упрочнения посредством способа, выбранного в качестве прототипа, в 2,5–3,5 раза – аналогов . Как следует из табл . 3, трещиностойкость об- разцов после поверхностного упрочнения предло- женным способом в 4,0–9,8 раза превышает соот- ветствующий показатель после упрочнения по- средством способа, выбранного в качестве прото- типа, в 7,4–18,2 раза – аналогов . Сила адгезионного взаимодействия между по- крытием и подложкой на образцах после поверх- ностного упрочнения предложенным способом су- щественно выше и обеспечивает полное прилега- ние покрытия на всех типах подложек при испыта- ниях на вытяжку сферической лунки по Эриксену, в то время как покрытие частично отслоилось на всех образцах, упрочненных посредством способа, выбранного за прототип, и полностью или частич- но отслоилось на образцах, упрочненных посред- ством способа, выбранного за аналог . Данные результаты объясняются появлением в образцах, упрочненных предложенным спосо- бом, протяженного переходного слоя с постепенно нарастающей твердостью между материалом под- ложки и покрытием, демпфирующим градиент их жесткости и предотвращающим продавливание покрытия, а также формированием переходного диффузионного слоя между подложкой и покры- тием и, как следствие, диффузионному зацепле- нию покрытия на подложке . Наличие переходного слоя доказывается резуль- татами резерфордовского обратного рассеяния, из которых установили факт диффузионного азотирова- ния поверхностного слоя подложки в процессе маг- нетронного напыления вследствие термического ра- зогрева . Из этого следует, что переход от подложки к покрытию является градиентным по элементному составу и механическим свойствам . Этим обеспечи- вается значительное повышение адгезионной проч- ности сцепления покрытия с подложкой . Факт наличия переходного слоя между покры- тием и подложкой также доказывается результата- ми рентгеноструктурного фазового анализа, где обнаружили наличие в подложке твердого раство- ра алюминия (из покрытия) в железе (подложке) . Также по результатам рентгеноструктурного фазо- вого анализа было установлено, что покрытие TiAlN имеет наноструктуру . Средний размер кри- сталлитов, рассчитанный по формуле Селякова- Шеррера [12], составил величину 15–20 нм . Механизм повышения твердости за счет нали- чия в подложке алюминия заключается в образова- нии мелкодисперсных нитридов AlN и легирова- ния алюминием твердого раствора и сложных кар- бидов на основе железа, а также в выделении на- нокристаллических куб-AlN доменов в результате спинодального распада твердого раствора Ti1-xAlxN с B1 структурой в переходной зоне между покры- тием и подложкой . На рис . 1, 2 показаны кривые нагружения- разгрузки, полученные на приборе Nanoindenter G200 (MES Systems, USA) по методике Оливера Фара, с применением трехгранного алмазного ин- дентора Берковича с радиусом закругления при вершине 20 нм при вдавливании наноиндентора на глубину до 200–300 нм для образцов покрытия ни- трида титана с добавлением алюминия на подлож- ке из стали 12Х18Н9Т и на подложке из стали 12Х18Н9Т после карбонитрации . Перепад на нагрузочной кривой (рис . 1, а) сви- детельствует о неоднородности покрытия по глу- Рис . 1 . Кривые нагружения-разгрузки образцов с покрытия- ми: а – покрытие TiAlN на стали 12Х18Н9Т; б – покрытие TiAlN на стали 12Х18Н9Т после карбонитрации 4 (77), 2014 / 149 бине, малый угол наклона разгрузочной кривой − о хороших упругих свойствах покрытия, однако нанотвердость относительно низкая, покрытие продавливается на мягкой подложке . Нанотвер- дость – 28070 МПа, модуль упругости – 770 ГПа, жесткость – 2,47 Н/м . Малый угол наклона разгрузочной кривой (рис . 1, б) говорит о высокой упругости покрытия и его преимущественно вязком характере разруше- ния под действием нагрузки индентора . Нанотвер- дость – 52880 МПа, модуль упругости – 870 ГПа, жесткость – 1,48 Н/м . На рис . 2 показано полное отслоение покрытия при испытании на вытяжку сферической лунки по Эриксену образцов, упрочненных в результате азо- тирования и нанесения покрытия TiN; на рис . 3 – отсутствие отслоения покрытия при испытаниина вытяжку сферической лунки по Эриксену образ- цов, упрочненных в результате карбонитрации и на- несения покрытия TiAlN . Выводы. Разработан способ комплексного упроч- нения стальных изделий, заключающийся в сое- динении двух взаимодополняющих упрочняющих воздействий: химико-термической обработки по- Рис . 2 . Проба Эриксена на образце, упрочненном в результа- те азотирования и нанесения покрытия TiN: а – вид сверху; б – вид сбоку Рис . 3 . Проба Эриксена на образце, упрочненном в резуль- тате карбонитрации и нанесения покрытия TiAlN: а – вид сверху; б – вид сбоку 4 (77), 2014 150 / верхности и последующего нанесения нанострук- турированного покрытия TiAlN методом реактив- ного магнетронного напыления . Предложенный спо- соб позволяет создать жесткий диффузионный слой для последующего нанесения покрытия, что в свою очередь позволяет существенно повысить твердость и износостойкость упрочняемых изделий, увеличить трещиностойкость покрытия и усилить адгезионное взаимодействие между покрытием и подложкой . Упрочненные по данному способу стальные детали имеют в 4,5–5,1 раза более высо- кую микротвердость, в 4,1–7,0 раза − износостой- кость и более чем в 2,5 раза − коррозионную стой- кость за счет формирования на их поверхности нового композиционного материала . Существенным преимуществом предлагае- мой комбинированной обработки является воз- можность ухода от стандартной объемной упроч- няющей обработки и финишных доводочных операций . Данный способ комплексного упрочнения сталь- ных изделий может быть использован для упроч- нения прецизионных деталей машин и механиз- мов, режущего инструмента, штамповой оснастки, деталей подшипников, деталей топливной аппара- туры, а также перспективен в области военной и космической техники, где требуется высокая ста- тическая грузоподъемность поверхности в сочета- нии с низким коэффициентом трения и высокой стойкостью к коррозии . Литература 1 . Nanostructured Coating (Eds . A . Gavaleiro, J . T . De Hosson) . Berlin: Springer-Verlag, 2006 . 648 p . 2 . Б е л ы й А . В . Инженерия поверхностей конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота / А . В . Белый, В . А . Кукареко, А . Патеюк . Минск: Белорусская наука, 2007 . 3 . Х о к к и н г М ., В а с с а н т а р и В ., С и д к и П . Металлические и керамические покрытия: Получение, свойства и применение: Пер . с англ . М .: Мир, 2000 . 518 с . 4 . В о р о н и н Н . А . Особенности и прикладной аспект механики контактного взаимодействия жесткого сферического штампа с упругопластичным слоистым полупространством // Межвуз . сб . науч . тр . Механика и физика процессов на поверхно- сти и в контакте твердых тел и деталей машин . Тверь: ТГТУ, 2006 . С . 32–55 . 5 . Г р и н б е р г П . Г . Метод получения наноструктурированных топокомпозитов для повышения несущей способности конструктивных элементов энергооборудования / П . Г . Гринберг, В . Н . Горюнов, К . Н . Полещенко, Е . Е . Тарасов // Вестн . Омско- го ун-та . 2012 . № 2 . С . 253–258 . 6 . Современная трибология: Итоги и перспективы / Под ред . К . В . Фролова . М .: Изд-во ЛКИ, 2008 . 480 с . 7 . Ч а т т е р д ж и Ф и ш е р Р . Азотирование и карбонитрирование . М .: Металлургия, 1986 . С . 200–203 . 8 . Восстановление деталей машин: Справ . / Ф . И . Пантелеенко, В . П . Лялякин, В . П . Иванов, В . М . Константинов / Под ред . В . П . Иванова . М .: Машиностроение, 2003 . 672 с . 9 . K o m a r o v F . F . Formation and characterization of nanostructured composite coatings based on the TiN phase / F . F . Komarov, S . V . Konstantinov, A . D . Pogrebnjak, V . V . Pilko, C . Kozak, M . Opielak // Acta Physica Polonica A . 2014 . Vol . 20 . P . 109–113 . 10 . K o m a r o v F . F . Formation of Nanostructured TiAlN, TiCrN, and TiSiN Coatings Using Reactive Magnetron Sputtering / F . F . Komarov, S . V . Konstantinov, and V . V . Pilko // Journal of Friction and Wear . 2014 . Vol . 35 . N 3 P . 215–223 . 11 . O l i v e r W . C ., P h a r r G . M . An Improved Technique for Determining Hardness and Elastic Modulus Using Load and Displacement Sensing Indentation Experiments // J . Mater . Res . 1992 . Vol . 7 . N . P . 1564–1583 . 12 . Р у с а к о в А . А . Рентгенография металлов . М .: Атомиздат, 1977 . 480 с .