Geum.ru
Авторефераты по всем темам  >>  Авторефераты по техническим специальностям  

На правах рукописи

ТАРАСОВ СЕРГЕЙ ЮЛЬЕВИЧ

Структурные  изменения

в металлических материалах в условиях

АДГЕЗИОННОГО трения

(специальность 05.02.01 Ц материаловедение в машиностроении)

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук 

Томск- 2008

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН и Томском политехническом университете

Научный консультант: 


Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор физико-математических наук,

доцент А.В. Колубаев

доктор технических наук, профессор

В.А. Батаев

доктор физико-математических наук,

профессор

Д.Л. Мерсон

доктор технических наук

О.А. Кашин

Алтайский государственный технический университет

Защита состоится У__ У _______ 2008 г. на заседании диссертационного совета

Д 003.038.02 при ИФПМ СО РАН по адресу 634021, г.Томск, просп. Академический, 2/4.


С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института.

Автореферат разослан У  У  2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

  профессор В.И. Данилов

Общая характеристика работы

Одной из самых важных тенденций развития машиностроения является сни-жение материалоемкости машин и механизмов. Уменьшение размеров и массы изделий приводит к необходимости передачи более высоких контактных напряжений и мощностей, что приводит к быстрому изменению свойств и структуры материала, особенно в случае трения. Большое разнообразие сложных физико-химических процессов, одновременно протекающих на поверхностях трения, затрудняет построение единого подхода к описанию процесса изнашивания трущихся тел . Поэтому в литературе обычно ограничиваются общей классификацией известных механизмов изнашивания, их идентификацией в различных условиях трения, изучением характера каждого отдельного механизма. Диссертация посвящена исследованию структурных изменений в поверхностных слоях металлических материалов с различной исходной структурой в процессе трения и изнашивания, главными действующими факторами которого являются деформация, фрикционный нагрев и адгезионное взаимодействие. В ходе работы были получены результаты, которые могут быть использованы при разработке физических моделей процесса, выборе материалов пар трения, диагностике ресурса несущей способности материала и оптимизации состава смазочных композиций.

Актуальность темы диссертации. Трение и изнашивание материала в условиях адгезии является сложным многофакторным видом нагружения, в результате которого в поверхностных слоях материалов происходят изменения, непосредственно связанные с образованием сильнодеформированного, фрагментированного поверхностного слоя и переходом от нормального механизма изнашивания к катастрофическому. Катастрофическое изнашивание можно охарактеризовать как резкое и необратимое увеличение масштаба разрушения в поверхностных слоях образца, сопоставимое с размерами самого образца. С практической точки зрения важной и актуальной задачей является как прогнозирование этого перехода, так и выработка методов по его предотвращению путем перевода процесса на докритический микроскопический масштаб. В связи с этим изучение развития фрагментированной структуры и ее влияния на разрушение поверхностного слоя твердого тела (изнашивание) при трении является актуальной научной и практической задачей. Представленные в диссертации результаты исследований актуальны также вследствие того, что посвящены и связаны с актуальными проблемами материаловедения и физической мезомеханики как научного направления Института физики прочности и материаловедения СО РАН.

Связь с крупными научными программами. Работа выполнялась в соответствии с планом госбюджетной НИР, включенным в программу СО РАН по приоритетному направлению УНаучные основы конструирования новых материалов и создания перспективных технологийФ, Комплексным проектом СО РАН на 2004-2006 гг. Экспериментальное и теоретическое исследование взаимосвязи и корреляции процессов локализации деформации на мезо- и макроуровнях в структурно-неоднородных материалах и конструкциях с концентраторами напряжений и принципы построения критериев предельных состояний для них,проект 8.1.2. Экспериментальная и теоретическая разработка автоволновой модели локализованной пластической деформации неоднородных материалов на мезо- и макромасштабных уровнях и ее приложений к определению критических состояний и оценке прочности, износостойкости и долговечности, раздел 8.1.2.3 Закономерности пластической деформации поверхностных слоев металлов и композиционных материалов при трении на разных масштабных уровнях и с Программой 3.6.1 фундаментальных исследований СО РАН на 2007-2009 гг., проект 3.6.1.2 Экспериментальная и теоретическая разработка автоволновой модели локализованной пластической деформации структурно-неоднородных материалов на мезо- и макромасштабных уровнях и ее приложений к определению критических состояний и оценки прочности, износостойкости и долговечности материалов и конструкций, раздел Закономерности пластической деформации поверхностных слоев металлов и композиционных материалов при трении на разных масштабных уровнях, грантом РФФИ №06-08-00775а и международным DOE IPP проектом DE-AC36 99GO10337 по разработке и поиску применений наноразмерных материалов.

Цели и задачи исследования. Основная цель этой работы: разработать научно-обоснованные критерии устойчивости материалов к изнашиванию и изучить особенности формирования структуры металлических материалов, их физико-механических и трибологических свойств в различных условиях трения и изнашивания.

Объект и предмет исследования. Объектами исследований являются металлы, сплавы, стали, композиционные материалы и диффузионные покрытия. Выбор объектов исследования диктовался практическими и методологическими целями. Предметом исследований является процесс адгезионного трения и изнашивания этих материалов.

Структурные изменения в поверхностных слоях твердых тел при трении в условиях, близких к схватыванию заключаются в образовании особого поверхностного слоя, структура которого сильно измельчена под действием деформации, перемешивания и генерируемого трением тепла. Обычно образование такого слоя связывается главным образом с переносом и перемешиванием фрагментов и частиц износа на поверхности. Таким образом, по общепринятому мнению формирование слоя идет постепенно и не связано с изменением масштабного фактора. В наших работах было установлено, что этот процесс может происходить за очень короткое время в виде сдвига одной части материала относительно другой, т.е. за счет потери сдвиговой устойчивости поверхностного слоя материала в условиях усиления адгезионной составляющей трения. На основании имеющихся предварительных результатов и с учетом литературных данных были сделаны предположения о том, что в процессе адгезионного изнашивания  локализация деформации может приводить к локальной потере сопротивления материала к сдвигу и быстрому образованию и переносу сильнодеформированного материала с повышенной адгезионной активностью. Поскольку механизм деформации материала в наноструктурном состоянии отличается от механизма деформирования поликристалла, то должны различаться и механизмы изнашивания. При изменении условий трения происходит переход от режима накопления дефектов к режиму адгезионного изнашивания на более высоком масштабном уровне. Методом легирования зоны трения можно вновь привести систему на низкий масштабный уровень, создав защитную пленку с низкой адгезионной активностью. В процессе дальнейших исследований эта гипотеза была экспериментально подтверждена.

Методология и методы проведения исследований. В настоящее время процесс деформации твердых тел традиционно рассматривается на микроструктурном (дислокационном) уровне. При этом существуют известные трудности, особенно ярко проявляющие себя при попытках применить теорию дислокаций для объяснения явлений разрушения на макроуровне (в масштабе образца). Необходимым связующим звеном между поведением деформирующейся структуры на микроуровне и макроуровне может служить рассмотрение структурных изменений на промежуточном масштабном уровне, описывающем взаимодействие потоков дефектов и локализацию деформации. Характерной чертой деформации материалов на этом уровне является то, что носителем деформации выступают некоторые объемы материала (фрагменты), взаимодействующие между собой по определенным закономерностям. 

Таким образом, многомасштабный подход необходимо применить и к описанию процессов деформирования и фрагментации поверхностных слоев твердых тел при трении и изнашивании. Отличительной особенностью при этом является дискретный характер контактирования, вследствие чего локальные напряжения значительно превышают среднее давление, которое испытывает образец. В результате повторяющихся с высокой частотой взаимодействий в пятнах касания на поверхности трения образуются сильнодеформированные слои, механизм деформации и разрушения которых в значительной степени отличается от общепринятых в физике деформированного твердого тела. Для получения информации об особенностях деформирования и масштабе вовлекаемых в этот процесс объемах материала был использован метод расчета фрактальной размерности поверхностей износа.

Структурные изменения, обусловленные трением, можно наблюдать лишь после остановки испытательной машины. Между тем, для понимания особенностей формирования слоя и соответствующего этому масштабного перехода чрезвычайно важна предварительная стадия деформации. Прежде чем проявится новый масштаб деформации, должны быть созданы его предпосылки, предвестники. В связи с этим методологически важно исследовать распределение деформации в поверхностных слоях твердых тел в различных режимах трения. Кроме того, необходимо найти связь между тем как распределяются контактные зоны на поверхности, и как происходит их деформация под поверхностью. В связи с этим было разработано устройство, которое позволяет использовать известный метод декорреляции спеклов для визуализации деформации на боковой поверхности образца при трении. При проведении триботехнических испытаний и структурных исследований были использованы стандартные методики.

Научная новизна и значимость полученных результатов. Проведенные исследования позволили получить новые представления о локализации деформации при трении и механизме формирования сильнодеформированного слоя. Впервые показано, что при нормальном изнашивании отсутствует стационарные зоны локализации деформации. Деформация локализуется лишь на более поздних стадиях, когда система готовится к выходу на более высокий масштаб деформации.

Впервые показано, что в локализованной зоне деформации может произойти потеря сдвигового сопротивления материала и формирование нанокристаллического материала, что является предвестником образования фрагментированного слоя и перехода к адгезионному режиму трения и изнашивания. На примерах материалов со стабильной структурой (меди, сталей аустенитного класса) проведены исследования закономерностей чисто механической деградации поверхностных слоев при трении, а на примерах латуни, сталей ферритного класса, никелида титана и композиционного материала исследованы особенности формирования поверхностей трения под действием механохимического фактора и фазовых превращений.

Подробно исследованы механохимические процессы на поверхностях трения углеродистой стали в смазочных средах с добавками нанопорошков пластичных металлов, приводящие к формированию защитных нанокомпозитных пленок. С целью поиска количественного критерия оценки механизма изнашивания и обоснования подхода мезомеханики к проблемам трения проведены расчеты фрактальных характеристик поверхностей трения и боковых поверхностей образцов.

Достоверность полученных экспериментальных данных и результатов подтверждается использованными в работе стандартными методиками испытаний и исследований, алгоритмами статистической обработки и соответствием закономерностям, полученным другими авторами.

Научная и практическая значимость работы заключается, прежде всего, в том, что полученные экспериментальные данные об особенностях и закономерностях структурной деградации материалов при трении, кинетике локализации деформации и модифицировании поверхностных слоев нанопорошками пластичных металлов позволяют получить более глубокие представления о протекающих на поверхностях трения физико-химических процессах, предшествующих изнашиванию.

Результаты исследования локализации деформации при трении позволяют диагностировать состояние и прогнозировать переход от нормального к катастрофическому изнашиванию в реальных узлах трения. Кроме того, эти исследования позволяют разработать научно-обоснованные рекомендации по выбору материалов и оптимизации структуры их поверхностных слоев для снижения износа и трения в конкретных условиях нагружения.

Полученные в работе данные и результаты могут быть использованы при разработке новых материалов, способов упрочняющей поверхностной обработки, построении моделей трения.

На защиту выносятся:

  1. Совокупность экспериментальных данных в виде зависимостей износа, температуры, коэффициента трения от давления и скорости скольжения, а также результаты их анализа, которые указывают на особенности формирования и деформации поверхностного слоя с нанодисперсными составляющими, обусловленные тем, что переход от нормального к адгезионному изнашиванию связан с вязким характером деформации этого слоя.
  2. Закономерности деформирования поверхностных слоев материалов на микроуровне, которое носит на начальных стадиях трения стадийный характер, в условиях нормального и адгезионного изнашивания, заключающиеся в формировании сильнодеформированного фрагментированного слоя материала с размером структурных составляющих 0,01 ÷ 0,1 мкм.
  3. Закономерности формирования разномасштабной деформированной структуры вблизи поверхности трения при переходе от нормального к катастрофическому изнашиванию, характеризующиеся изменением толщины поверхностного слоя с нанодисперсными структурными составляющими, в результате которого катастрофическое изнашивание развивается на более высоком мезоскопическом уровне.
  4. Метод управления изнашиванием и трением путем направленного формирования твердых гетерогенных слоев (на примере борирования) и нанокомпозитных структур, получаемых введением наноразмерных частиц мягких металлов в зону трения, в результате чего образуется тонкий пластичный слой, обладающий свойствами антифрикционного защитного покрытия.

ичный вклад автора. Все изложенные в диссертации результаты исследований получены при непосредственном участии автора. Личный вклад автора заключался в постановке задач, анализе и интерпретации результатов, обсуждении полученных закономерностей. Ряд оригинальных методик проведения исследований были разработаны лично автором. Исследования по модификации поверхностных слоев углеродистых сталей наноразмерными порошками металлов были выполнены в соавторстве с С.А.Беляевым.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: Всесоюзной научно-технической конференции УСовременные проблемы триботехнологииФ (г.Николаев, 1988г.), Региональной научно-технической конференции УПорошковые материалы и плазменные покрытияФ (г.Барнаул, 1988, 1990.), Всесоюзном семинаре УФизико-технические проблемы поверхности металловФ (г.Горький, 1990), Научно-технической конференции УСтруктурная самоорганизация и оптимизация триботехнических характеристик конструкционных и инструментальных материаловФ (Киев, 1990), Всесоюзной научно-технической конференции УИзносостойкость машинФ (г.Брянск, 1991),4-й Европейской конференции Восток-Запад УEMRS 1993 FALL MEETINGSФ (Санкт-Петербург, 1993), Международном семинаре УТриболог-10М-SLAVYANTRIBO-1. Анализ и рациональное использование трибообъектовФ (г.Рыбинск, 1993), 4-м Международном трибологическом симпозиуме УINSYCONTТ94Ф (Польша, Краков, 1994), 2-й международной конференции УИзносостойкие поверхностные слоиФ (Чехия, Прага, 1995), 4-й Международной конференции УКомпьютерное конструирование перспективных материалов и технологийФ (г.Томск, 1995), 4-й Югославской конференции по трибологии (Герцег Нови, 1995), II Всероссийской конференция молодых ученых Физическая мезомеханика материалов, (г.Томск, 1999), V-th Russian-Chinese International Symposium "Advanced Materials and Processes",  (Baikalsk, Russia 1999),  Europ. Conf. on Composite Materials. Science, Technologies and Applications. ECCM-8,  (Naples, Italy 1998), XIV Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов"  (г.Ижевск 1998), международном научно-практическом симпозиуме Славянтрибо-5, "Наземная и космическая трибология - 2000. Проблемы и достижения", (Санкт-Петербург, 2000), Международной научно-технической конференции, посв. памяти ген. конструктора аэрокосм. техники, акад Н.Д. Кузнецова, (г.Самара 2000), Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (г.Томск, 2004), Международной научно-технической конференции Полимерные композиты и трибология (Поликомтриб-2007, (г.Гомель, Беларусь, 2007), Международной школе-семинаре Многоуровневые подходы в физической мезомеханике (г.Томск, 2008).

Публикация результатов. Содержание диссертации опубликовано в 45 научных работах, в том числе в 25 журнальных статьях, 12 статьях в научных сборниках, 9 тезисах докладов.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, семи разделов, заключения и списка использованных источников и приложений, посвященных использованию результатов работы на практике. Полный объем диссертации Ч 281 страница, включая 85 рисунков, 12 таблиц и библиографию из 180 наименований.

Основное содержание

Первый раздел представляет собой литературный обзор, в котором приведены данные и сделан обзор современного состояния дел в области изучения проблем трения и изнашивания. Обозначен круг вопросов, которым уделялось недостаточно внимания, в частности это состояния, предшествующие переходу от нормального к катастрофическому изнашиванию путем масштабного скачка.

Во втором разделе приведены сведения о материалах и оборудовании, которые были использованы в ходе выполнения работ. Для исследований были выбраны материалы с различной (стабильной и нестабильной) кристаллической и микроструктурой: электролитическая медь, аустенитные нержавеющие стали (Х18Н10Т, 36НХТЮ), цементированная и закаленная сталь 15Н3МА, сплав с памятью формы TiNi и твердый сплав WС-110Г13.

Испытания на трение проводились на установках СМТ и УМТ-1 в режимах граничного трения и без смазочного материала по схемам Увал-плоская колодкаФ и Упалец-дискФ. При этом машина УМТ использовалась в основном для испытаний цилиндрических образцов материалов в режиме граничной смазки и без смазки, с целью выявления особенностей и закономерностей деформирования трением. 

Плоские и изогнутые колодки испытывались на машине трения СМТ и специально сконструированном стенде с целью исследования модифицирования изнашиваемой поверхности добавками металлических нанопорошков. Приведены описания методов, применяемых для изучения структуры материалов, их состава, состояния поверхности.

Микротвердость исследуемых образцов измеряли на приборе ПМТ-3. Структурные исследования проводились на оптических микроскопах УNeophot-21Фи Axiovert 200 MAT (Carl Zeiss) с возможностью дифференциально-интерференционного контраста. Изменение фазового состава материала контролировали рентгеноструктурным методом на установке ДРОН-УМ1 с фильтрованным медным излучением. Наблюдение структуры изношенных образцов проводили на электронных микроскопах ЭМВ-100Б, УТесла BS 500Ф, сканирующих микроскопов  РЭМ 200 и Jeol JSM 84 с приставкой Camebax Microbeam. Анализ поверхностных слоев образцов после трения проводился также с использованием атомно-силового микроскопа Solver Pro 47H, оборудованного устройством для изучения распределения упругих свойств по поверхности образцов. Измерения нанотвердости и модуля Юнга выполнялись на приборе CSEM Nanohardness tester. Химический  состав материалов после трения исследовался также на Ожэ-спектрометре Шхуна 2 и фотоэлектронном спектрометре VG ESCALAB. Для изучения локализации деформации в приповерхностных слоях при трении было сконструировано устройство, позволяющее использовать известный метод вычислительной декорреляции спеклов.

Методики и оборудование, используемые в работе для проведения триботехнических испытаний и исследований структурных изменений в приповерхностных слоях выбранных материалов широко используются в исследовательской мировой практике и обладают достаточной информативностью.

Третий раздел посвящен изложению результатов экспериментов по трению скольжения. Были взяты разные классы материалов и на них проведены триботехнические испытания. После этого изучали структурную деградацию поверхностных слоев образцов.

Нержавеющие материалы не склонны к образованию окисленных слоев на поверхности трения, и поэтому вся работа трения расходуется на нагрев и деформирование поверхностных слоев материалов. В связи с этим, материал начинает деформироваться при небольших напряжениях, и все особенности процесса изнашивания обусловлены увлечением пластически деформированного слоя контртелом. Возникающие при этом нанокристаллические слои облегчают процессы массопереноса на поверхности, путем смещения фрагментов относительно друг друга.

Триботехнические испытания аустенитного сплава 36НХТЮ в паре с инструментальной сталью позволили выявить некоторые особенности в поведении коэффициента трения и температуры вблизи поверхности трения в зависимости от скорости скольжения и нагрузки. Как оказалось, коэффициент трения сначала уменьшается, а потом увеличивается с ростом нагрузки и скорости.

С увеличением нагрузки пластическая деформация интенсифицируется, приводя к формированию фрагментированного слоя (рис.1) и зоны пластического течения, которая характеризуется изменением формы зерен. Дифракционная картина, полученная с поверхности аустенитного сплава, свидетельствует о том, что данный слой не является слоем переноса, т.к. отсутствуют следы материала контртела. Линейные размеры фрагментов 0,01-0,1 мкм (рис.2, а). При увеличении внешних параметров (нагрузки и скорости) число этих участков нарастает, чему в немалой степени способствует увеличение температуры. В результате почти вся поверхность образца оказывается вовлеченной в процесс деформации. Структура нижележащей зоны пластической деформации внешне отличается от исходной структуры лишь повышенным числом наблюдаемых дислокаций (рис.2, б). В процессе деформирования при трении в сплаве происходит текстурирование. Так, если при исследованиях микроструктуры недеформированных образцов этого сплава распределение ориентировок зерен дает примерно равные вероятности появления ориентировок {110}, {211},{123} и несколько меньшие вероятности появления ориентировок {111}, {310}, {100}, то после трения почти все фрагменты ориентированы в соответствии с осью зоны {110}.

Таким образом, в условиях интенсивного пластического деформирования материал фактически распадается на две существенно различающиеся части: слой с фрагментированной структурой и пластически деформированную зону.

а)  б)

Рис. 2 Микроструктура подповерхностных слоев сплава 36НХТЮ: a) слой с

фрагментированной структурой, б) зона пластического течения P=500 Н; v=1,5 м/с; f=0,6; T=240 C.

Исследования нержавеющей стали Х18Н10Т показали, что процесс деформации при трении отличается от описанного выше для сплава 36НХТЮ. Образующийся при больших нагрузках слой не течет подобно тому, как это происходит в случае сплава 36НХТЮ, а сдвигается вдоль поверхности трения как целое.

Пара цементированная и закаленная сталь 15Н3МА - сталь 9ХС

Данный материал обладает высокими прочностью и устойчивостью к сдвигу (сталь 15Н3МА). Формирование пластически деформированного поверхностного слоя и его течение совпадают по времени с адгезионным изнашиванием, до момента, когда в результате сильного разогрева поверхность износа начинает интенсивно окисляться.

Зависимость коэффициента трения от нормальной нагрузки и скорости скольжения при испытаниях образцов стали 15Н3МА приведена на рис.3, а. Сложный характер этой зависимости определяется изменениями в структуре стали при совместном действии температуры и деформации. Нормальное адгезионно-окислительное изнашивание с увеличением нагрузки и скорости скольжения сменяется схватыванием и переносом материала, а затем следует сильный разогрев (рис.3, б), который способствует падению коэффициента трения. Рельеф поверхности скольжения в таком режиме трения очень гладкий, отсутствуют следы схватывания.

Высокая температура пятен контакта, обусловленная большими локальными давлениями и скоростью скольжения, приводит к α→γ превращению, разупрочнению поверхности и интенсивному окислению продуктов деформации и формированию белых приповерхностных слоев в результате мгновенной закалки слоя с фрагментированной структурой. Количество белых частиц на поверхности трения уменьшается с увеличением температуры. В деформированном слое также возникает текстура с преимущественными ориентировками {110} и {112}.

а) б)

Рис.3. Зависимости коэффициента трения (а) и температуры поверхностных слоев

образцов мартенситной стали 15Н3МА( б) от нагрузки и скорости скольжения.

Структурные изменения в поверхностных слоях при трении пары медь- сталь 9ХС. Для меди, как и для сплава 36НХТЮ, трение в режиме схватывания сопровождается течением поверхностных слоев образца и формированием характерных следов этого течения в виде борозд. При низких нагрузках микроструктура поверхностных слоев образцов характеризуется небольшой глубиной проникновения деформации (рис.4, а).

а)  б)

Рис. 4. Структура меди вблизи поверхности трения а) нормальное адгезионное

изнашивание при умеренных нагрузках; б) нанокристаллический слой,

сформировавшийся в результате сдвига при повышении нагрузки и скорости

скольжения. I - зона пластической деформации; II - зона фрагментации;

III - зона турбулентного течения; IV - зона вязкого течения нанокристаллического

материала.

Тогда как при трении в условиях активизации адгезионного изнашивания возникает уже упоминавшийся слой с фрагментированной структурой и вязким течением (рис.4, б). Для нанокристаллического слоя характерна слоистость (рис. 4, б), связанная с механизмом его формирования путем последовательной потери устойчивости слоев материала на участках локализации деформации. Материал в поверхностном слое сильно деформирован и состоит из высокодисперсных фрагментов, размер которых 0,01- 0,04 мкм. В структуре образца из глубины к поверхности можно различить четыре зоны: I - зона пластической деформации и текстурирования; II - зона интенсивной фрагментации; III - зона турбулентного течения; IV - зона вязкого течения нанокристаллического материала. Если проследить структурные изменения из глубины металла к его поверхности, то можно заметить, что деформационные изменения (фрагментация) плавно нарастают до того момента как образуется резкая граница между зоной II и зоной IV(III), по которой и происходит потеря сдвигового сопротивления с образованием нанокристалического (НК) слоя. Используя методы атомно-силовой микроскопии, мы исследовали тонкую структуру полученных слоев. На рис. 5, а, б показаны АФМ изображения структур слоистого материала зоны IV. Наряду с зернами размером менее 100 нм на фото рис. 5, а можно найти и более крупные равноосные зерна размером 200 нм, имеющие четкие границы (рис.5, б.).

а) б)

Рис. 5. Структура нанокристалического слоя по данным АСМ.

(а)- вытянутые по направлению силы трения зерна;

(б) равноосные зерна с четкими границами.

Упругие свойства материала (модуль Юнга) по глубине от поверхности материала были измерены по методу упругого восстановления отпечатка нанотвердости (методика Oliver & Pharr), рис.6. Распределение модуля Юнга по зоне IV характеризуется наличием пика, что говорит о неоднородности течения и наличии как разупрочненных, так и упрочненных субслоев НК материала. Средний уровень значений Е в НК материале примерно равен значениям в зоне I. Такое поведение может быть обусловлено тем, что в этой зоне происходит течение материала и связанное с этим разупрочнение. Структура материала в зоне II сильно упрочнена и фрагментирована, что соответствует высокому уровню упругих свойств и подтверждается методикой АСАМ.

атунь интересна тем, что при трении в паре со стальной деталью может реализоваться хорошо известный в трибологии эффект избирательного переноса. В нашем случае действительно имеет место резкое падение коэффициента трения при увеличении нагрузки и скорости скольжения.

На графике временных зависимостей момента трения при нагрузке 70 Н для  латунного образца при постоянной нагрузке и скорости скольжения выделяются два характерных участка зависимостей, на которых поведение момента трения и температуры различаются. Падение момента трения вызвано формированием тонкой пленки меди на поверхности, как латунного образца, так и стального контртела (диска). Изменение момента трения для трения латунного образца при нагрузке 200 Н также характеризуется наличием двух разных режимов трения. Изнашивание в данном режиме происходит путем окисления, на поверхности формируется пленка черного цвета. Как видно из результатов микроанализа поверхности трения, происходит выход цинка из твердого раствора и его преимущественное окисление. Размер фрагментов на рис. 7 свидетельствует о том, что на поверхности трения материал существует в виде нанокристаллических зерен.

Таким образом, в данном разделе работы было показано, что трение в условиях, близких к режиму схватывания, сопровождается образованием слоя материала с размерами структурных составляющих в доли микрометра, что свидетельствует о интенсивной фрагментации. Наличие таких структурных составляющих приводит к изменению механизма деформации в поверхностных слоях, при этом обнаруживается вязкий механизм  вид течения слоя относительно границы с нижележащим материалом, представляющим собой зону фрагментации. Было установлено, что переход в режим адгезионного схватывания сопровождался резким ростом толщины фрагментированного слоя, что свидетельствует о связи между этими явлениями. Очевидно, формирование слоя мезоскопической толщины является более поздней стадией деформирования материала в области микротрибоконтакта. Морфология нанокристаллического слоя и характер течения на границе с основным металлом позволяет предположить, что единственным механизмом, способным образовать такой слой, является механизм потери сдвигового сопротивления предварительно фрагментированного материала за счет температурного разупрочнения. При этом обнаружен вязкий механизм деформации слоя, подобный течению слоев вязкой жидкости по неподвижной границе.

В четвертом разделе приводятся результаты исследования локализации деформации в поверхностных слоях металлических материалов и исследование фрактальных свойств поверхности трения в зависимости от механизма изнашивания. Структурные изменения в поверхностных слоях твердых тел при трении в условиях, близких к схватыванию заключаются в образовании особого поверхностного слоя, структура которого сильно измельчена под действием силы трения, перемешивания и генерируемого трением тепла. В литературе образование такого слоя связывается главным образом с переносом и перемешиванием фрагментов и частиц износа на поверхности. В наших работах было установлено, что этот процесс может происходить за очень короткое время в виде сдвига одной части материала относительно другой, т.е. за счет потери сдвиговой устойчивости поверхностного слоя материала в условиях усиления адгезионной составляющей трения.

Тем не менее, все эти структурные изменения можно наблюдать лишь после остановки испытательной машины. Между тем, для понимания особенностей формирования слоя и соответствующего этому масштабного перехода чрезвычайно важна предшествующая этому стадия деформации. Прежде чем проявится новый масштаб деформации, должны быть созданы его предпосылки, предвестники. Известно, что потеря устойчивости материала к сдвиговому сопротивлению приводит к интенсивной деформации в местах ее локализации. Для наблюдения за локализацией деформации в поверхностных слоев материалов при трении, мы использовали метод декорреляции спеклов (рис. 8).

В результате проведенных экспериментов было установлено, что:

1. Распределение зон деформации по боковой поверхности может носить случайный характер. При этом зоны деформации (тип I, рис.8, в) могут возникать и исчезать либо двигаться как вдоль, так и поперек направления скольжения контртела.

2. Могут возникать стационарные во времени и локализованные в определенном месте зоны деформации (тип II, рис.8, в).

3. Стационарные (заторможенные) зоны деформации могут вновь начать двигаться в результате превышения сдвиговым напряжением предела текучести материала поверхностного слоя с модифицированной структурой, что соответствует моменту формирования поверхностной полосы локализованного сдвига  (тип III, рис.8, в).

Движущиеся зоны соответствуют стадии, когда на поверхности трения наблюдается лишь один масштаб (низкий) самоподобия в виде рельефа, образованного нормальным трением с низкой интенсивностью адгезионного изнашивания. С точки зрения кинетики изменения пятен контакта, такой режим характерен для процесса приработки материала в трении, когда число пятен контакта растет экспоненциально со временем. Локализованная зона деформации - это предвестник появления нового масштабного уровня, который в финальной стадии может проявиться в виде нанокристаллического слоя. Локализованная зона деформации - это предвестник появления нового масштабного уровня, который в финальной стадии может проявиться в виде нанокристаллического слоя. Делокализация зоны деформации означает то, что произошел резкий сдвиг одной части материала относительно другой и вступил в действие не только новый масштабный фактор, но и образовался новый участник процесса трения в виде сильнодеформированного материала. Изучение структуры зоны локализации методом акустической силовой микроскопии, которая позволяет оценить распределение упругих свойств по области сканирования, показало, что вблизи поверхности формируются полосы локализованной деформации.

Степень деформации материала внутри этих полос весьма значительна, что подтверждается размером фрагментов около 20 нм. Ближе к поверхности трения наблюдаются участки материала с полностью нанокристаллической структурой и характерным слоистым строением. Заключительной стадией этого процесса является формирование нового масштабного уровня деформации с характерным размером структурных элементов, составляющим десятки микрометров, что соответствует началу катастрофического изнашивания.

Распределение следов деформации по глубине от поверхности скольжения представляется в следующем виде. При небольших контактных напряжениях происходит пластическое деформирование зерен металла так, что границы зерен и субзерен, а также полосы деформации становятся параллельными плоскости скольжения. При этом плоскости {111} кристаллитов ориентируются также в направлении скорости скольжения, что обеспечивает наименьшие напряжения деформации. Сами границы представляют собой полосы локализованной деформации в деформированном материале, возникшие в результате кристаллографического поворота и формирования текстуры. На рис.9, а показано пересечение двух полос локализации деформации под углом примерно 35 с образованием более широкой ~500 нм полосы. Из рисунка видно, что материал внутри полос сильно фрагментирован, а по краям полос и в месте пересечения наблюдается экструзия части материала.

Сдвиг одной части материала относительно другой нарушает стабильность процесса трения и создает условия геометрической несовместимости форм в контакте, что приводит к генерации дополнительного количества наноматериала. Такой процесс может привести к дальнейшему неуправляемому повышению масштаба и катастрофическому износу, если не вернуть процесс на микроуровень.

При исследованиях поверхностного слоя методом просвечивающей электронной микроскопии подтвердились результаты атомно-силовой сканирующей микроскопии о чрезвычайно дисперсной структуре материала, которая при дифракционном анализе дает картину, имеющую квазикольцевой или кольцевой вид. Фактически исходная структура на поверхности превращается в ультрадисперсную поликристаллическую.

Как показали исследования, такой же размер фрагментов и разориентировок сохраняется в продуктах износа. Наблюдаемые структуры поверхностного слоя, сформированные в результате трения, свидетельствуют о чрезвычайно высокой степени деформации материала, которая при одноосном растяжении встречается лишь в полосах локализованной деформации. Во всех исследованных материалах размер фрагментов оказывается примерно одинаковым, зависящим только от физико-механических свойств. Как правило, дальнейшая пластическая деформация не приводит к еще большему измельчению субструктуры, что свидетельствует о предельно возможном деформированном состоянии.

Сравнение полученных в работе данных о структуре поверхностного слоя с данными других авторов позволяет сказать, что массоперенос в поверхностном слое при трении связан с движением мезообъемов (фрагментов). В пользу этого заключения свидетельствует изучение топологии поверхности трения и предварительно полированной боковой поверхности образца, которое было выполнено с использованием методики измерения фрактальной размерности поверхностей. В данной работе мы применяем фрактальную размерность, рассчитанную из РЭМ изображений для количественной характеристики поверхностей трения, в образовании которых участвуют процессы, как разрушения, так и деформации. Фрактальная размерность определяется из наклона графика зависимости lg(⟨|J-JТ|⟩) от lg(x), где x - расстояние между двумя элементами сканируемой поверхности, J  и  JТ - выраженное в яркости пикселя РЭМ изображения количество вторичных электронов, собранных на коллекторе от этих элементов. Угловые скобки означают усреднение по всем парам элементов поверхности, соответствующих данному расстоянию x. В нашем варианте методики также вскрывается  физический смысл фрактальной размерности рассчитываемой на основе РЭМ изображений. Данная  величина характеризует корреляцию между интенсивностями J, а значит и корреляцию высот рельефа сканируемой поверхности в зависимости от расстояния между этими участками.

а) нормальное изнашивание б) адгезионное изнашивание        

в)                                      г)

Рис.10. Изображения поверхности трения и соответствующие им графики

зависимостей. Ось ординат представляет собой значения корреляционной функции lg(⟨|J-JТ|⟩).

Наличие прямолинейных участков на графиках означает самоподобие рельефа поверхностей в определенных масштабах. Так, например, характер рельефа поверхности стали 15Н3МА коррелирует с зависимостью коэффициента трения от скорости скольжения и температуры образца. Поверхности скольжения для различных режимов трения показаны на рис.10. Фото на рис.10, а соответствует режиму трения, при котором наблюдается окислительное изнашивание. Образующиеся окисные пленки маскируют особенности рельефа поверхности трения в данном режиме. На рис.10, б представлена поверхность трения в режиме интенсивного адгезионного изнашивания с перемешиванием и переносом материала в зоне трения.

Расчетные точки на рис.10 в и г аппроксимированы двумя прямыми, наклон которых к оси абсцисс дает величину фрактальной размерности РЭМ для данного масштаба. На всех кривых выделяются значения абсцисс, выше которых точки не укладываются в прямую зависимость. Это означает, что не существует скейлинговой корреляции между значениями наклонов участков поверхности на разных масштабах. Таким образом, выделяются некоторые масштабы, величины которых могут давать представление о доминирующем масштабном уровне деформации процесса изнашивания. Изнашивание в режиме окисления не приводит к формированию фрагментированного поверхностного слоя значительной толщины. Толщина поверхностного слоя с фрагментированной (фрактальной) структурой слоя мала по сравнению с размерами поверхности, и процесс протекает на микромасштабе.

Возрастание масштаба самоподобия элементов структуры соответствует увеличению структурного уровня доминирующего процесса диссипации энергии. На рис.11 представлена микроструктура слоя с фрагментированной структурой на боковой стороне образца (а) и результаты расчетов РЭМ фрактальной размерности (б), полученные при разных увеличениях. При сопоставлении кривых и аппроксимирующих их прямых линий для различных увеличений выявляется два масштаба структур с коррелирующими по степенному закону интенсивностями. При увеличении 1500 наблюдается скейлинговое поведение при размере участков изображения от 1 мкм и менее. От 1 мкм до, примерно, 40 мкм скейлинговое поведение не обнаруживается. Начиная с 40 мкм наблюдается корреляция интенсивностей, свидетельствующая о возникновении нового масштаба деформации. По-видимому, появление данного масштаба связано с развитием деформации на мезоуровне, приводящей к формированию рельефа, структурные элементы которого соизмеримы с толщиной деформированного слоя (это может быть обусловлено движением материала слоя как целого - ламинарным или вихревым). Такие же корреляции выявлены и для сплава 36НХТЮ.

Таким образом, как качественно, так и количественно показано, что переход от нормального режима трения к катастрофическому характеризуется возрастанием масштабного уровня деформации материала, вовлеченного в процесс адгезионного взаимодействия. Во-первых, это обусловлено возрастанием количества и размеров пятен контакта, во-вторых, увеличением толщины слоя с нанокристаллической структурой в этих пятнах, которые могут сливаться в единый сплошной слой, деформирующийся как целое.

Из анализа фрактальных свойств поверхности трения и боковой поверхности образца следует, что наблюдаются, по крайней мере, два масштаба самоподобия. Один из них существует от нуля до нескольких микрометров, а второй начинается с десятков микрометров и соответствует формированию слоя материала с сильнодеформированной структурой в результате интенсификации адгезионного взаимодействия и деформации. Важным выводом из полученных результатов является факт выхода адгезионного трения на более высокий масштабный уровень вовлеченных в процесс трения объемов материала.

Результаты измерений, показанные на рис.10, свидетельствуют о самоподобии рельефа, который может сформироваться лишь при самосогласованном движении элементарных структурных образований. Для сильнодеформированного поверхностного слоя такими структурными элементами являются фрагменты структуры, имеющие размер 10 - 100 нм. Существование самоподобия рельефа в ограниченной области свидетельствует, по-видимому, о том, что процесс трения в произвольный момент времени сопровождается деформацией, которая не охватывает всю поверхность трения, а локализована в областях, связанных с пятнами касания. В следующий момент времени деформированию подвергаются другие участки поверхности скольжения. С течением времени весь поверхностный слой вовлекается в процесс пластической деформации. Однако слой состоит из отдельных продеформированных областей, рельеф которых обладает свойством самоподобия лишь в пределах, соответствующих размерам пятен касания. Этот вывод подтверждается данными об увеличении области существования самоподобия рельефа с фрактальной размерностью d > 2 при переходе от нормального к адгезионному изнашиванию.

Таким образом, приведенные рассуждения подтверждают мнение о том, что высокие степени деформации, связанные с массопереносом на поверхности, обусловлены ″ротационным″ характером деформирования с относительным разворотом фрагментов структуры преимущественно вокруг оси, перпендикулярной направлению трения и параллельной поверхности скольжения. Ротационная пластичность, вызванная проскальзыванием и разворотом ультрадисперсных фрагментов относительно друг друга, с одной стороны, обеспечивает в поверхностных слоях трущихся тел чрезвычайно большие пластические деформации. С другой стороны, она приводит к деформации на следующем масштабном уровне и формированию градиентной структуры.

Следует отметить, что в отличие от поверхности трения, где рельеф обусловлен деформированием и изнашиванием, на боковой поверхности образца рельеф обусловлен только пластической деформацией. Причем с удалением от поверхности трения степень деформирования материала, определяемая визуально по рельефу на боковой поверхности, снижается.

Изучение фрактальных свойств показало, что при достижении некоторой критической нагрузки на боковой поверхности кроме рельефа обусловленного наноразмерными кристаллитами формируется рельеф с бльшим масштабом самоподобия, который связан с глубиной развития деформации. Таким образом, область существования самоподобия дает представление о доминирующем масштабном уровне деформации при трении. Полученные результаты свидетельствуют о том, что переход от одного режима трения к другому с более высоким масштабом деформирования может быть количественно описан в терминах самоподобия как дополнение к описанию в терминах изменения параметров трения и изнашивания контактирующих тел.

Таким образом, в поверхностных слоях деформируемого трением материала создается система полос локализованной деформации (ПЛД) с постепенным возрастанием степени деформации от глубины к поверхности (рис.12, а). Наибольшая степень фрагментации достигается на пересечениях таких полос, где при подходящих температурнных условиях может активизироваться механизм зернограничного проскальзывания, что вызовет потерю сдвигового сопротивления пятен контакта относительно соседних областей. В этом месте формируется макрополоса с полностью нанокристаллической структурой и большим масштабом (рис.12, б). Необходимо заметить, что масштаб (размер) этого дефекта связан с масштабом распределения напряжений по поверхности и локальная потеря сопротивления сдвигу может происходить и на микроуровне, вызывая малозаметные колебания силы трения, которые не выводят систему за пределы нормального режима. Формирование поверхностных нанокристаллических дефектов в масштабах от десятков микрометров может серьезно дестабилизировать режим трения и изнашивания и привести к катастрофическому режиму, когда дефект распространяется на всю номинальную площадь поверхности.

На основании проведенных исследований процессов локализации деформации и изменения структуры в поверхностных слоях трения в данном разделе работы показано, что формирование слоя с нанокристаллической структурой происходит путем потери сдвигового сопротивления. В условиях адгезионного взаимодействия данный процесс приводит к формированию поверхностной полосы локализованного сдвига с, что меняет характер деформирования с переходом к катастрофическому изнашиванию.

Наличие структурных превращений в материале под действием механических напряжений и температуры может осложнять деформационное поведение трибосистемы, и поэтому представляется актуальным выяснение их роли в формировании поверхности износа и влияния на масштабный фактор в связи с образованием нанокристаллических дефектов поверхности. Обычно наличие структурных превращений способствует возрастанию интенсивности деформации и изнашивания при трении, что, как правило, связано с превращением под действием температуры.

Пятый раздел посвящен исследованию триботехнических свойств никелида титана, как перспективному триботехническому материалу, способному поглощать энергию при трении. Интерес представляет также поведение материала с мартенситным превращением в условиях значительных деформаций поверхностных слоев и развития процесса схватывания.

Сплав испытывался в двух состояниях: в состоянии поставки и после отжига в вакууме при температуре 800С, выдержка 20 мин. Зависимости коэффициента трения и интенсивности износа от величины нагрузки и скорости скольжения характеризуются наличием области минимальных значений при нагрузке около 580 Н и скорости 1,1 м/с. Температура вблизи поверхности трения обнаруживает более сильную зависимость от скорости скольжения, чем от нагрузки. Трение в области минимальных значений коэффициента трения и интенсивности износа - устойчивое без значительных вибраций.

Рентгеноструктурные исследования показали, что при трении образцов отожженного сплава на поверхности трения в результате деформации образуется фаза В19Т. Количество мартенситной фазы уменьшается с расстоянием от поверхности и практически соответствует исходному на глубине 0,06 мм. Интенсивность высокотемпературной фазы В2, наоборот, увеличивается с расстоянием от поверхности.

При возрастании нагрузки до 800 Н и скорости до 3 м/с наблюдается изменение характера трения, сопровождающееся резким увеличением коэффициента трения до значений 0,5-0,6, температуры до 300С и интенсивности износа до 6 мкм/м. При этом наблюдаются сильные вибрации в системе и резкие колебания возрастающего коэффициента трения. Вид поверхности трения при этом совершенно другой. На поверхности трения наблюдаются борозды, представляющие собой дорожки схватывания с поперечно расположенными несплошностями. Такие борозды образуются в результате оттеснения металла из зоны контакта твердого материала контртела и пластифицированного материала образца. В результате удаления пленки пластифицированного металла с поверхности трения и значительного нагрева интенсивность фазы В2 значительно выше, чем для более мягкого режима. Сохраняется также и фаза В19`, так как деформация поверхностных слоев значительна.

Мартенситное превращение, протекающее под действием силы трения, вероятнее всего, способствует поглощению механической энергии трения материалом поверхностных слоев и уменьшает как износ, так и коэффициент трения. Рельеф поверхности износа становится более гладким. Как было показано, мартенситное превращение, вызванное трением, в основном сосредоточено вблизи поверхности на расстоянии до 40 мкм (с учетом того, что рентгеновские лучи проникают на глубину, примерно 20 мкм). Следовательно, это и есть зона интенсивной пластической деформации при трении в режиме, близком к схватыванию. Таким образом, основным механизмом деформации при трении сплава в области минимального коэффициента трения является мартенситная деформация, включающая в себя мартенситное превращение и дальнейшую деформацию мартенситных кристаллов до образования вторичных структур, под которыми находится зона менее деформированного мартенсита.

При повышении нагрузки и скорости скольжения пленки вторичных структур разрушаются, и происходит переход к изнашиванию по механизму схватывания. Полученные зависимости параметров трения от нагрузки и скорости скольжения показывают, что никелид титана испытывает мартенситное превращение в условиях трения, что приводит к снижению масштаба деформации и снижению коэффициента трения и интенсивности изнашивания.

Полученные результаты указывают на то, что процессы деформации в поверхностных слоях твердых тел при трении не могут быть описаны в рамках чисто дислокационного подхода. Мезоскопический подход в отношении изучения процессов трения и изнашивания может заключаться в следующем. Определяющим фактором для изнашивания является не деформация отдельных зерен материала, а формирование мезоскопического образования - фрагментированного слоя той или иной толщины, эволюция которого определяет конкретный механизм изнашивания. Катастрофическое изнашивание наступает при неуправляемом повышении масштабного уровня взаимодействия. Важную роль здесь играют частицы износа, состоящие из нанокристаллического материала, обладающие повышенными механическими свойствами и адгезионной активностью. Снизить вероятность появления такого режима можно лишь локализовав адгезионное взаимодействие в тонком поверхностном слое. Этого можно достичь либо стабилизацией структуры материала относительно деформационных изменений, либо формированием устойчивых вторичных структур по механизму структурной приспосабливаемости.

В шестом разделе представлены исследования структурных изменений в твердых материалах под действием трения. Стабилизация структуры материалов относительно деформационных изменений при трении может быть достигнута применением композиционных твердых материалов или покрытий. Примерами таких материалов могут служить твердый сплав основе стали Гадфильда WC-110Г13, который можно применять для создания объемно-упрочненных деталей и боридные покрытия для тяжелонагруженных узлов трения.

Изнашивание твердого сплава при нагрузке 550 Н и скорости 0.65 м/с происходит за счет удаления связки и выкрашивания отдельных карбидных зерен. Поверхность светлая, без пятен, ясно просматривается зеренная структура исходного материала. Увеличение скорости скольжения до 1,4 м/с при той же нагрузке приводит к более быстрой приработке поверхности. Фазовый состав изменяется: наряду с интенсивными пиками α-фазы, появляются рефлексы, соответствующие карбидам М23С6.

С увеличением скорости скольжения до 2,8 м/с коэффициент трения падает, а температура постоянно растет. На поверхности формируются поперечные, по отношению к направлению скольжения, зоны контакта, чередующиеся с впадинами и трещинами. Вместо карбида М23С6 на поверхности формируется карбид М12С. При этой скорости скольжения несущие слои пластифицируются настолько, что продольные зоны контакта распадаются на квазипериодически расположенные дискретные несущие участки. Такая структура наиболее выгодна, с точки зрения эффективной диссипации энергии и релаксации динамических напряжений, поскольку возможные смещения отдельных участков контакта не приводят к разрушению установившегося рельефа поверхности трения.

Подобные структуры доказали свою эффективность также при исследовании изнашивания борированных слоев на стали. При увеличении скорости скольжения и контурного давления размеры таких участков возрастают и могут достигать размеров образца, что соответствует увеличению масштаба деформации. При этом изнашивание происходит путем вязкого течения сплошного слоя разогретого трением материала. В случае твердого сплава такой режим возможен лишь при очень больших температурах. В нашем случае реализация изнашивания течением затруднена, вследствие высокой твердости композита. Поэтому реализуется промежуточная схема с формированием дискретных зон контакта и квазипериодических структур трещин. Вследствие сильного разогрева, деформация при трении в высокоскоростном режиме локализуется в тонком поверхностном слое этих зон контакта, что приводит к снижению коэффициента трения и интенсивности изнашивания. Примером структуры поверхностного слоя с высокостабильными свойствами, сохраняющимися в сложных и неблагоприятных условиях трения, могут служить твердые покрытия, которые получили в последнее время широкое применение. В качестве таких покрытий выступают карбиды, нитриды, бориды и оксиды металлов и неметаллов, некоторые высокопрочные и твердые металлы и сплавы. В этом случае удается совместить необходимую износостойкость с конструкционной прочностью материала.

Наиболее стойкими при граничном трении оказываются диффузионные боридные и карбонитридные слои, полученные диффузионным способом, напылением или наплавкой. В работе изучены боридные слои на поверхности цементированной стали, полученные диффузионным насыщением из порошковых смесей. Считается, что бориды FeB и Fe2B, которые образуются при диффузионном насыщении стали бором, чрезвычайно хрупкие и не могут выдерживать высоких контактных нагрузок. Тем не менее, наш опыт применения борирования для упрочнения высоконагруженных узлов трения показал, что боридные слои могут быть стойкими не только к изнашиванию, но и к циклическим нагрузкам, характерным, например, для узла трения бурового долота. Причины столь неоднозначного мнения об эффективности упрочнения поверхности борированием кроются в особенностях структуры боридного слоя и ее зависимости от технологических параметров химико-термической обработки. Наиболее часто при борировании получаются слои двух типов - однофазные (Fe2B) и двухфазные (FeB + Fe2B), они повышают долговечность деталей и штампового инструмента, работающих в условиях абразивного изнашивания. Любой борированный слой, в том числе и двухфазный, состоит из двух зон - зоны боридов и переходной зоны, представляющей собой твердый раствор бора в железе. Боридная зона в двухфазных боридных слоях представлена боридами FeB и Fe2B, независимо от химического состава стали. Однофазные боридные слои получают при низких температурах (≤ 9000С), они состоят из фазы Fe2B; двухфазные - при температурах, выше 9200С. Для двухфазного покрытия, полученного при повышенных температурах, характерно выкрашивание при контактных нагрузках, включая трение. Это обусловлено тем, что локализация напряжений может вызывать зарождение трещины на межфазной границе, которая вызывает катастрофические разрушения в зоне пятна контакта. Поскольку двухфазный слой, как правило, сплошной, он не имеет возможности пластически деформироваться. Трещины в этом случае распространяются на большие расстояния, вызывая выкрашивание довольно больших фрагментов. Выкрашивание обусловливает абразивное изнашиванию по всей поверхности и внедрение частиц износа в подложку.

Такое поведение наиболее характерно для начального периода нагружения (до 20 МПа) и дает более высокий коэффициент трения по сравнению с однофазным покрытием, полученным при 890 - 900С (рис.13). Дискретное строение однофазного слоя приводит к более благоприятному распределению напряжений между кристаллами боридов и материалом переходной зоны. Во-первых, отдельные кристаллы слабо или совсем не связаны друг с другом и поэтому имеют возможность смещаться друг относительно друга тем самым, приспосабливаясь к деформации. В этом случае структура подобна структуре твердого сплава, когда твердые частицы окружены мягкой матрицей. Во-вторых, снижается вероятность распространения трещины во всем борированном слое за счет того, что металл переходной зоны более вязок и более эффективно рассеивает энергию деформации на своих составляющих. Тем самым снижается вероятность опасной локализации деформации и развития трещины. Необходимо заметить также, что граница между самим боридным слоем и переходной зоной более развита именно в однофазном покрытии, что также увеличивает жизнеспособность такой структуры под действием напряжений.

Итогом исследований трения и изнашивания боридных слоев явилось промышленное апробирование способа борирования при изготовлении буровых шарошечных долот в ПО Куйбышевбурмаш (ныне Волгабурмаш). Борированные опоры скольжения долот имеют более высокую стойкость при бурении в сравнении с серийными (рис.14).

В данном разделе на примере твердого сплава и боридных покрытий было показано, что использование твердых материалов для ограничения масштаба пластической деформации при трении оказывает положительный эффект до определенного уровня нагрузок и скоростей скольжения.

При превышении несущей способности материала происходит резкое возрастание масштаба деформации, что в случае твердого сплава вызывает растрескивание поверхности на значительную глубину, которое, однако, не приводит к катастрофическому изнашиванию за счет разупрочнения тонкого поверхностного слоя при увеличении скорости скольжения. Разупрочнение вызывается фазовыми превращениями и фрагментацией в материале и приводит к тому, что деформация сосредоточена только в тонком поверхностном разупрочненном слое.

В седьмом разделе рассматривается другой путь снижения износа - пластификация (модификация) поверхности трения и изменение cостава слоя переноса различными добавками. Этот подход востребован в тех случаях, когда необходима длительная эксплуатация узлов без их разборки.

По этому пути идут исследователи, использующие добавки порошковых металлов и соединений в смазку. Обычно при данных исследованиях принято говорить о так называемом безызносном трении и металлоплакировании. Однако в последнее время стало ясно, что действие таких присадок не сводится только к этим двум явлениям. Большое значение придается снижению адгезионного взаимодействия между однородными металлами (сталь-сталь) контактирующих тел. Кроме того, с точки зрения материаловедения и, как показано выше, важно понизить масштаб структурных элементов, вовлекаемых в процесс деформации при трении. При этом требованиями, предъявляемыми к порошковым материалам, является их дисперсность, седиментационная стабильность, минимальная степень агломерации, отсутствие вредного воздействия на компоненты. В литературных данных такие сведения о применяемых в качестве добавок в смазку порошках часто отсутствуют, что затрудняет анализ. Данный раздел посвящен изучению структурной деградации материалов в зоне трения в условиях механохимического взаимодействия с наноразмерными модификаторами.

Ранее было показано, что локализация деформации в металлах  приводит к формированию сильно деформированных структур с минимальным размером структурных элементов в несколько сотен нанометров. При трении твердых тел такая локализация изначально существует и поэтому очень быстро приводит к формированию так называемых слоев переноса. Механические свойства таких триботехнически полученных слоев обычно выше, чем у базового материала, и поэтому такой слой играет роль твердого покрытия и экранирует нижележащий материал от деформации и изнашивания. В условиях смазочной среды состав таких слоев может меняться. Как правило, это реализуется в виде окислительного изнашивания. Таким образом, возникает покрытие из нанокомпозитного материал на участках контакта твердых тел. Размер такого рода образований зависит от прилагаемых нагрузок, а его поведение с изменением условий нагружения определяет изнашивание материала в целом. 

Переход от окислительного к адгезионному изнашиванию связан с резким увеличением толщины таких слоев, в этом случае наблюдается значительный массоперенос, чего естественно лучше не допускать при работе деталей и механизмов.

Твердое тело рассматривается нами как иерархическая система структурных уровней, при деформации которой определяющее значение имеет мезоскопический уровень, деформация на этом уровне предшествует макроскопическому разрушению образца. Блокировка (или аккомодация) деформации на микроуровне тем или иным способом может обеспечить надежную работу изделия без риска разрушения. Все вышесказанное имеет универсальный характер и применимо к случаю трения и износа. Критическая толщина слоя переноса может служить критерием катастрофического разрушения при трении, поскольку возможности диссипации энергии на микроуровне в этом случае исчерпаны. Поскольку процесс формирования слоев переноса подобен механическому легированию, то, вводя в зону трения различные добавки, можно сформировать нанокристаллические структуры, которые могли бы изменить (модифицировать) действующий механизм изнашивания и снизить интенсивность износа.

В работе получены зависимости коэффициента трения, температуры масла и интенсивности изнашивания образцов стали 45 в зависимости от времени, нагрузки, скорости скольжения и вида смазочного материала. Результаты триботехнических испытаний пары трения сталь-сталь в условиях смазки с добавлением наноразмерных порошков меди, цинка и латуни свидетельствуют о том, что коэффициент трения снижается по сравнению с испытаниями в чистом масле И-20 без добавок. Снижение интенсивности изнашивания в наибольшей мере характерно для использования нанопорошка латуни. Исследованиями, выполненными с помощью растровой электронной микроскопии и профилографирования, установлено, что применение любой присадки способствует выглаживанию поверхностей трения, причем наиболее ярко это выражено в случае использования в смазке нанопорошка латуни. На поверхностях трения после применения присадок остаются следы меди и (или) цинка, преимущественно в виде агломератов, закрепленных, по-видимому, механическим втиранием в стальную основу. На поверхностях трения всех экспериментальных образцах обнаружены вторичные структуры в виде гладких пленок, рис.15. Для контрольного образца в наибольшей мере характерна бороздчатая структура и почти полное отсутствие вторичных структур, рис. 15, а. Наибольшая толщина структур наблюдается в случае использования нанопорошка латуни, рис. 15, г.

Химический состав полученных вторичных структур изучался методом РФЭС и Оже-спектроскопии. В ходе фрикционного взаимодействия в присутствии металлосодержащих добавок, приповерхностные объемы исходной структуры стали 45 преобразуются в химически неоднородные по концентрации элементов слои (вторичные структуры), содержащие в своем составе железо, кальций, их оксиды и сульфиды, а также серу, углерод и кислород. Медь и цинк распределены нерегулярно по площади поверхностей трения с наибольшим проникновением в приповерхностные объемы на глубину до 0,2 мкм.

Методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) проведено исследование состава поверхности трения серии образцов. Использование методики послойного анализа позволило построить профиль концентрации элементов ([Cu]/[Fe] и [Zn]/[Fe]) на глубину до 100 нм и определить химические состав дорожек трения. Для образца после трения с маслом без добавок РФЭС-спектры района Fe 2p, полученные в ходе послойного анализа, показали, что, в отличие от чистой полированной поверхности стали 45, окисление железа происходило на несколько большую глубину.

 

а)  б)

 

в)  г)

Рис. 15 а, б, в, г. АСМ  изображения поверхности изнашивания образцов, испытанных в среде: а) чистого масла И-20; б) И-20 с добавкой нанопорошка меди; в) И-20 с добавкой нанопорошка цинка; г) И-20 с добавкой нанопорошка латуни.

В спектре исходной поверхности полностью отсутствовала компонента в районе 707 эВ, а положение линии Fe 2p3/2 (Есв=711 эВ) и форма спектра соответствовали железу в трехвалентном состоянии Fe3+.

С увеличением глубины анализа наблюдается рост интенсивности линии в районе 707 эВ, соответствующей металлическому железу. При этом, уже после одной минуты ионного травления, в спектре Fe 2p не проявлялись линии, соответствующие Fe3+. Плечо в районе 710 эВ, интенсивность которого падает по мере травления, соответствовало наличию фазы FeO в приповерхностных слоях на глубине до 20 нм. Соответствующие спектры Fe 2p поверхности образца, испытывавшегося в смазке с нанопорошком меди, показывали, что, как и предыдущих случаях, непосредственно на поверхности износа присутствует железо в трехвалентном состоянии (толщина слоя 1-2 нм). Однако окисление железа происходило на существенно большую глубину - даже после 20 минут травления в спектрах Fe 2p преобладали линии, соответствующие двухвалентному железу, рис.16. Похожая картина наблюдалась и для образцов, соответствующих остальным использовавшимся присадкам. Однако при этом были замечены несколько меньшее изменение состава и, соответственно, меньшая толщина слоя. Таким образом, подтверждается существование вторичных структур с большим содержанием кислорода, фазовый состав которых сводится к простым и сложным окислам железа. Медь и цинк были найдены в приповерхностных слоях образцов методом РФЭС. Медь находится в металлическом Cu0 или окисленном Cu1+ состоянии. Цинк на поверхности находится в окисленном состоянии Zn2+, что подтверждается более высоким зна-

чением энергии связи уровня Zn 2p3/2 (Есв=1023, 5 эВ) на поверхности износа.

Концентрационные профили поверхностных слоев испытанных образцов показывают, что толщина слоя с измененным химическим составом составляет около 1,2-1,4 мкм. Атомные концентрации железа и кислорода в поверхностных слоях образца, испытанного в среде чистого масла, совпадают до глубины примерно 0,8 мкм, что может свидетельствовать о наличии слоя оксида железа FeO.

В остальных случаях соотношение атомных концентрация соответствует оксиду Fe2O3, особенно четко это видно на рис. 17 на примере поверхности изнашивания образца, испытанного в присутствии латунного нанопорошка.

Проведенные исследования показывают, что введение наноразмерных частиц в зону трения может быть эффективным методом снижения интенсивности адгезионного изнашивания в узле трения. Образование слоя вторичных структур служит понижению масштабного уровня деформации в зоне контакта и увеличению реальной площади контакта, а также формирует пластичный слой, в котором благоприятным образом перераспределяются контактные напряжения. Кроме того, за счет химического взаимодействия с материалом контртела и окружающей средой образуются оксидные защитные слои. Порошок латуни наиболее эффективен вследствие того, что образующийся слой меди и железа упрочнен оксидом цинка. Такой нанокомпозит обеспечивает высокую несущую способность и минимальный износ трибосопряжения за счет благоприятного распределения напряжений и своей термической стабильности.

Результаты данной работы были использованы для выработки рекомендаций по оптимизации состава и условий использования металлических нанопорошковых как присадок к смазочным материалам. Проведены промышленные испытания оптимизированных составов на автомобильных двигателях и отмечено улучшение ряда эксплуатационных факторов, о чем свидетельствуют прилагаемые к диссертации акты испытаний.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

  1. Установлено, что в материалах с различными свойствами и микроструктурой при трении в условиях, близких к схватыванию, на поверхности формируется сильнодеформированный слой материала с размером структурных элементов от 0,1 до 0,01мкм.. Наличие таких структурных составляющих приводит к изменению механизма деформации в поверхностных слоях, при этом обнаруживается вязкий механизм течения слоя относительно границы с нижележащим материалом, представляющим собой зону фрагментации.
  2. Показано, что вязкое течение слоя с нанокристаллической структурой образует слоистый рельеф. Механизм дальнейшей деформации такого слоя в виде вязкого течения определяет переход к катастрофическому изнашиванию в отсутствии механизмов структурной приспосабливаемости.
  3. Методом вычислительной декорреляции спеклов было показано, что формированию слоя c нанокристаллической структурой предшествует несколько стадий пластической деформации в поверхностных слоях материала. Установлено, что первоначальная стадия хаотического распределения и движения зон деформации сменяется стадией их локализации, в которой происходит сдвиг части материала в масштабе пятна контакта относительно нижележащего материала и формирование нового участника процесса трения - нанокристаллического материала. Этот момент времени соответствует резкой интенсификации адгезионного изнашивания.
  4. Переход от нормального окислительного изнашивания к катастрофическому изнашиванию схватыванием сопровождается увеличением масштаба зон поверхности трения, в которых наблюдается самоподобие рельефа. В пределах этих зон деформация элементов происходит самосогласованным образом и появляется новый масштаб (десятки микрометров) деформации, связанный с увеличением толщины сильнодеформированного материала и его движение как целого.
  5. Обнаружено, что переход от нормального изнашивания к катастрофическому может быть предотвращен в результате механохимического (латунь) или фазового превращения (никелид титана). В первом случае фрагментация в процессе трения приводит к преимущественному окисления цинка и образованию медной пленки, а во втором - к мартенситному превращению. В обоих случаях наблюдается уменьшение масштаба деформации.
  6. Установлено, что эффективным средством снижения масштаба деформации при трении могут быть однофазные диффузионные боридные слои с зубчатой границей между ними и основным материалом, при трении которых обеспечивается эффективное рассеяние контактных напряжений и образование тонкого поверхностного слоя оксида бора, способствующего снижению силы трения.
  7. Установлено, что введение наноразмерных частиц мягких металлов в смазку также приводит к образованию защитных вторичных структур на поверхности трения. При этом наиболее эффективно применение латуни, обладающей уникальным механизмом создания нанокомпозитной пленки при трении пары сталь-латунь. При введении нанопорошков металлов в зону трения углеродистой стали на поверхности испытанных материалов действительно формируется антифрикционная нанокомпозитная пленка, упрочненная оксидами металлов.

Основные результаты диссертации изложены в следующих статьях и публикациях докладов конференций:

  1. С.Ю.Тарасов, А.В.Колубаев. Структура поверхностных слоев трения сплава 36НХТЮ // Изв. вузов. Физика. -1991, -в.8.- С.9-12. 
  2. О.В.Сизова, А.В.Колубаев, В.И.Ковешников, Г.В.Трусова, С.Ю.Тарасов. Упрочняющая обработка опор скольжения буровых долот // Химическое и нефтяное машиностроение.- 1993. - №4. - С.25-27.
  3. А.В. Колубаев, О.В.Сизова, С.Ю.Тарасов, Г.В.Трусова. Особенности структуры и триботехнические свойства боридных покрытий // Материалы международного симпозиума: Триболог - 10М -Slavyntrib - 1. -Рыбинск, Москва, 1993.- С.86-88.
  4. А.В. Колубаев, С.Ю.Тарасов, Г.В.Трусова, О.В.Сизова. Структура и свойства однофазных боридных покрытий // Изв.вузов.Черная металлургия.-1994.- №7.-С.49-51.
  5. A.V.Kolubaev, O.V.Sizova, S.Y.Tarasov, G.V.Trusova, V.V.Fadin. New wear resistance materials and hardfacing techniques for drilling bits bearings // Zagadnienia Eksploatacji Maszyn (Poland).- 1994. - Vol. 29, Z. 3-4. - P.567-573.
  6. А.В. Колубаев, В.Л.Попов, О.В.Сизова, С.Ю.Тарасов. Особенности структуры поверхностных слоев металлов при трении с высокими нагрузками// Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т./ под ред. В.Е.Панина. - Новосибирск/: Наука/-1995. - т.1. -С.265-275.
  7. A.V.Kolubaew, O.W.Sizowa, S.Y.Tarasow, G.W.Trusowa. Verschleissfeste Boridschichten fuer Reibungssysteme // Tribologie und Schmierungstechnik.-1995.- 42 Jahrgang.- №1.- S.3-5.
  8. С.Ю.Тарасов, Г.В.Трусова, А.В. Колубаев, О.В.Сизова. Структурные особенности боридных покрытий триботехнического назначения // МиТОМ. - 1995.-№6.-С.35-38.
  9. A.V.Kolubaev, S.Y.Tarasov, V.L.Popov. Structural aspects of surface layer formation by friction // Proceedings of the 2 nd International Conference on Wear Resistant Surface Layers. ЦPrague.-1995/ -P.17-23.
  10. A.V.Kolubaev, S.Yu.Tarasov. Studies on Formation and Destruction of Surface Layers under Severe Friction // Proceedings of 4th Yugoslav Conference on Tribology. Herceg Novi, 1995.- P.17-18.
  11. S.F. Gnyusov and S.Yu. Tarasov Nature of wear and evolution of the structure of a hard alloy in friction // Journal of Advanced materials.- 1996.- 3 (6).- Р. 492-496.
  12. A.V.Kolubaev, O.V.Sizova, G.V.Trusova, S.Y.Tarasov. High fracture toughness boride layers for slide bearing surface // Proceedings of the 2nd International Conference on Wear Resistant Surface Layers. - Prague, 1995.- Р. 57-62.
  13. A.V. Kolubaev, S.Yu. Tarasov Studies on formation and destruction of surface layers under severe friction // Facta Universitatis. University of Nis, Yugoslavia. Series: Mechanical engineering- Vol.1.-№4.-1997. -P.429-432.
  14. S.F. Gnyusov and S.Yu. Tarassov. Friction and the Development of Hard Alloy Surface Microstructures during Wear // J. of Mat. Eng. and Perf.- Vol. 6(6).-  1997.-1 . Р.737-742.
  15. А.В. Колубаев, В.Л. Попов, С.Ю. Тарасов Формирование субструктуры поверхностного слоя при трении. Изв. Вузов. Физика. №2, 1997.С.89-95.
  16. С.Ф. Гнюсов, С.Ю. Тарасов. Характер износа и эволюция структуры твердого сплава при трении //  Перспективные материалы.- №6.- 1997.
  17. А.В. Колубаев, С.Ю. Тарасов Закономерности формирования поверхностных структур при трении с высокими нагрузками //Трение и износ, Том.19, №3.- 1998. -С.379-385.
  18. С.Ю.Тарасов Исследование триботехнических свойств никелида титана Перспективные материалы.- 1998.- #5.- C.24-30.
  19. A.V. Kolubaev, S.Yu. Tarassov E.V. Kozlov Effect of friction on subsurface layer microstructure in austenitic and martensitic steels // Tribologia, Poland. -5-98. -P.715-727.
  20. S. Tarassov, A. Kolubaev, A. Lipnitskii and V. Panin Application of Fractals to the Description of Friction Surface and Wear // Zagadnienja Exploatacji Maszyn.- 2(114).- 1998. -Poland. - P. 229-237.
  21. Беляев С.А., Колубаев А.В. Тарасов С.Ю. Влияние модификаторов трения на деформацию поверхностных слоев материалов при трении. Актуальные проблемы материаловедения: Материалы VI Международной научно-технической конференции / под ред. П.С. Носарева Новокузнецк:СибГИУ, 1999.-210с. - С. 151.
  22. С. Ю. Тарасов, А.В. Колубаев, А.Г. Липницкий Применение фракталов к анализу процессов трения. ПЖТФ.- 1999.- т.25.- № 3. - С. 82-88.
  23. S.Yu. Tarassov and A.V. Kolubaev. Effect of friction on subsurface layer microstructure in austenitic and martensitic steels // Wear.- 231.- 1999.- Р.228-234.
  24. Панин В.Е., Колубаев А.В., Слосман А.И., Тарасов С.Ю., Панин С.В., Шаркеев Ю.П. Износ в парах трения как задача физической мезомеханики // Физическая мезомеханика.- Т.3.- №1.- Февраль 2000.- С. 67-74.
  25. Беляев С.А., Тарасов С.Ю., Колубаев А.В. Ларионов С.А Влияние УДП присадки меди в смазке на процессы трения и изнашивания // Материалы международного научно-практического симпозиума Славянтрибо-5 "Наземная и космическая трибология - 2000. Проблемы и достижения.-Санкт-Петербург.- 26-30 июня 2000г. - С. 249-251.
  26. С.Ф. Гнюсов и С.Ю. Тарасов Фазовые превращения в твердом сплаве при трении и оценка фрактальных свойств поверхностей трения // Трение и износ.- 2000.- №1.- т. 21.- С. 82-87.
  27. С.А. Беляев, М.И. Лернер, А.В. Колубаев. Использование добавок нанопорошков меди и латуни в жидкой смазке Надежность машин и технических систем // Материалы межд. научно-технической конференции: 2001г., Минск) под общей ред. О.В. Берестнева. - Минск: Институт технической кибернетики НАН Беларуси// т 2. -C. 177-178.
  28. V. Panin, A. Kolubaev, S. Tarasov and V. Popov. Subsurface layer formation during sliding friction // Wear. Vol.-249/10-11. Ц2002.- Р. 860-867.
  29. S. Tarasov, A. Kolubaev, S. Belyaev, M. Lerner and F. Tepper.  Study of friction reduction by nanocopper additives to motor oil // Wear.- Vol. 252/1-2.-2002.-Р. 63-69.
  30. S. Tarasov, S. Belyaev Alloying contact zones by metallic nanopowders in sliding wear // Wear.- Vol. 257.-2004.- Issue 5-7. -P.523-530
  31. С.Ю. Тарасов, С.Н. Поляков, С.А. Бикбаев Визуализация локализованной деформации при трении // Физическая мезомеханика.- 8.- 3.- 2005.- Р.93-98.
  32. С.Ю. Тарасов, С.А. Беляев, М.И. Лернер Износостойкость конструкционной стали в смазочной среде, содержащей нанопорошки металлов // МиТОМ.- №12.- 2005.- С.31-36.
  33. С.А Беляев, С.Ю. Тарасов Изучение влияния медьсодержащей жидкой смазки на работу пары трения сталь-сталь в режиме схватывания // Материалы III международного технологического конгресса Военная техника, вооружение и технологии двойного применения" Омск Ц2005. - С. 96-99.
  34. Tarasov S.Yu., Belyaev S.A. Effect of nanocopper-containing liquid lubricant on seizure in steel-steel sliding friction couple // Conference materials Balttrib 2005.- Lithuania-Kaunas.- P.140-142.
  35. С.Ю. Тарасов Локализация деформации при трении // МиТОМ №5.-2006.-С.38-42.
  36. А.В. Колубаев, О.В. Сизова, С.Ю Тарасов, Е.А. Колубаев, Ю.Ф. Иванов Эволюция  структуры поверхностного слоя металлов в условиях трения скольжения // Трение и износ.-2007. -Т.28.- №6.- С.582-590.
  37. C.Ю. Тарасов, А.В. Колубаев. Развитие деформации на разных масштабных уровнях в поверхностных слоях при трении // Деформация и разрушение материалов.-№1.-2008. -C.21-27.
  38. S.Yu. Tarasov. Mild-to-severe wear transition and plastic strain localization. // Annals of Faculty of Engineering - Journal of Engineering Hunedoara. -Vol.VI. Fascicule 2/2008. -Mirton, Timisoara, Romania. -ISSN 1584-2665. -P.15-24.
  39. C.Ю. Тарасов, А.В. Колубаев. Формирование полос локализованного сдвига в поверхностных слоях металлов при трении // ФТТ.- 2008.- Т.50.- Вып. 5. - С.811-814.
Авторефераты по всем темам  >>  Авторефераты по техническим специальностям