авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |   ...   | 7 |

«МИНОБРНАУКИ РОССИИ Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Омский государственный технический ...»

-- [ Страница 4 ] --

Таким образом, результаты работ, выполненных разными исследователями на различных материалах, показывают, что в объеме образцов при одноосном и других видах нагружения, а также при фрикционном взаимодействии в поверх ностном слое твердых тел происходят однотипные структурно-энергетические изменения, приводящие к постепенному накоплению микродефектов и разру шению. Они имеют общую природу и зависимость от энергетического воздей ствия внешней среды следовательно, могут быть описаны с помощью всеобщих законов термодинамики и термодинамических функций состояния.

Согласно вышеизложенной термофлуктуационной концепции разрушение полимерных тел следует рассматривать как процесс термической деструкции, ускоренной механическими напряжениями. Влияние температуры на объемные свойства полимеров и связь их с характеристиками трения и износа показаны на рис. 4.8.

Рис. 4.8. Влияние температуры на механические свойства и износ полимеров 1 - твердость НВ;

2 - относительное удлинение ;

3 - предел прочности при разрыве ;

4 - износ И;

Тх, Тс, Тт -соответственно температура хрупкости, стеклования, текучести Зависимость износа от температуры объясняется в основном влиянием температуры на прочность, но с приближением к температуре стеклования она становится более сложной и требует дополнительных объяснений. Ход кривых указывает на существование участков минимального износа в области темпера туры стеклования и переходных состояний.

Наши исследования композиционных материалов на основе аморфно кристаллического политетрафторэтилена (ПТФЭ) показали, что при переходе через температуру стеклования (-120°С) характер зависимости механических и триботехнических свойств (предела прочности и интенсивности изнашивания) от температуры не изменяется (рис. 4.9). С повышением температуры предел прочности снижается, а интенсивность изнашивания возрастает, т.е. при сни жении прочности износостойкость также снижается [8].

Рис. 4.9. Влияние температуры на предел прочности и интенсивность изна шивания J полимерных материалов 1.1* - композиционный материал криолон-5;

2.2* - композиционный материал КВН-3;

3 -ПТФЭ;

1,2,3 – предел прочности при разрыве;

1*, 2* - интенсивность изнашивания Существующие представления о механизме поверхностного разрушения полимеров при трении недостаточно обоснованы и неполны. Как правило, в ос нову рассмотрения положены не результаты исследования процессов поверхно стного разрушения деталей конкретных машин, в которых нормализация про цессов трения и изнашивания деталей достигла высокого уровня, а данные ла бораторных испытаний, полученные на образцах.

Вследствие этого в предла гаемых описаниях поверхностного разрушения преобладают не нормальные процессы трения и изнашивания, присущие сопряжениям машин, а недопусти мые явления повреждаемости поверхностей. В то же время необходимо отме тить работу по исследованию полимерных материалов в узлах трения машин, выполненную группой ученых, возглавляемой В.А. Белым. Основным резуль татом этой работы является установление ведущей роли физико-химических процессов, сопровождающихся образованием и разрушением фрикционных связей в металлополимерных трибосистемах [5]. Установлено, что адгезионное взаимодействие и формирование пленок фрикционного переноса являются важнейшими моментами в механизмах трения и изнашивания металлополимер ных трибосопряжений. При сближении молекул на расстояние менее 100 нм происходит межмолекулярное взаимодействие. Для пары металл-полимер такое взаимодействие может быть обусловлено ван-дер-ваальсовыми силами возни кающего двойного электрического слоя.

Анализируя роль переноса полимеров в механизме изнашивания, авторы работы [59] отмечают, что поиск универсальных зависимостей, определяющих перенос, весьма затруднен, так как для каждой пары трения существует опти мальное соотношение нагрузки, скорости и температуры, определяющее опти мальную кинетику процесса переноса с лучшими триботехническими характе ристиками. Качественную оценку основных элементов явления переноса можно осуществить достаточно точно, так как установлено, что материал, обладаю щий меньшей плотностью когезионной энергии Ек, переносится на материал с большей Ек. При этом уже первые фрикционные акты приводят к существенной трансформации структуры поверхностных слоев.

Трение довольно устойчиво коррелирует с поверхностной активностью и молекулярной подвижностью полимерных цепей, а изнашивание определяется толщиной перенесенных слоев, их способностью удерживаться на сопряженной поверхности и сопротивлением многократному деформированию. Изучение молекулярно-массового распределения продуктов переноса показало, что в контакте металл-полимер существенную роль в процессах диспергирования продуктов переноса играет активность поверхности сопряженного металла. На пример, при трении полиэтилена высокой плотности по меди доля низкомоле кулярных фракций значительно выше, чем в контакте со сталью и алюминием.

При фрикционных механических воздействиях возможно образование на взаимодействующих поверхностях устойчивых тонких слоев с низкой поверх ностной активностью и высокой усталостной прочностью. В этом случае реали зуется самосмазывание при межплоскостном скольжении структурно анизотропных материалов типа графита, дисульфида молибдена, диселинидов, при межцепном скольжении линейных термопластичных полимеров типа поли тетрафторэтилена, полиолефинов, при образовании низкомолекулярных фраг ментов полимерных молекул в процессе их трибодеструкции и других материа лов. Этой возможностью следует руководствоваться при создании композици онных полимерных материалов триботехнического назначения, особенно для узлов трения, где не допускается применение жидких смазочных материалов.

Фрикционное взаимодействие полимеров с металлами вызывает серьезные изменения в надмолекулярной структуре: ориентированные эффекты, сшивку, деструкцию, структурирование, изменение сегментальной подвижности в по верхностных слоях и др. Эти процессы приводят к формированию на границе раздела подповерхностного слоя с отличающимися от исходного полимера свойствами и определяют закономерности и механизм процессов трения и из нашивания.

Существует предположение, что подвижность молекулярной цепи и ее сегментов зависит от числа фрикционных связей между сопряженными поверх ностями и временем их существования. Появление полимерных групп вследст вие термоокислительной деструкции приводит к увеличению молекулярной ко гезии. Это проявляется в снижении гибкости макромолекулярных цепей и ско рости протекания релаксационных процессов, способствует образованию более прочных адгезионных связей.

Методом рентгеноэлектронной спектроскопии при исследовании пленок фрикционного переноса и поверхностных слоев композиционного материала, содержащего в своем составе волокна политетрафторэтилена, установлено, что уже через одну секунду при фрикционном взаимодействии в рентгеноэлек тронном спектре появляется компонента с энергией связи около 685 эВ, кото рая свидетельствует об образовании связи F-Ме. Это говорит о том, что с пер вых мгновений фрикционного взаимодействия начинается процесс деструкции политетрафторэтилена с образованием фторидов металлов подложки [45].

Наряду с образованием фторидов металлов, например FeF2, при трении композиционного материала, содержащего политетрафторэтилен, обнаружено образование ионов железа Fe- в пленке фрикционного переноса. Имеются экс периментальные результаты, подтверждающие образование активных продук тов различного состава, в том числе и аморфного фтора. Активные продукты, взаимодействуя с поверхностными соединениями металла, вызывают его дис пергирование, приводящее к изменению микрогеометрии контактирующих по верхностей [59].

Г.А. Гороховский, исследуя особенности диспергирования металлов в кон такте с полимерами, установил, что полимеры, как и низкомолекулярные по верхностно-активные вещества, интенсифицируют процессы деформирования, упрочнения и разрушения металлов. На основании комплекса исследований им предложена следующая модель механизма изнашивания [60]. Работа динамиче ски контактирующих материалов полимер-металл сопровождается комплексом структурных превращений в поверхностных слоях, как полимера, так и метал ла, а также механохимическими явлениями на границе их раздела. Структура в поверхностном слое подвергается ориентации - необратимым деформациям в направлении тангенциальных сил трения. Это приводит к нарушению надмоле кулярных образований, изменению фазового состава и диспергированию кри сталлических областей. Субмикроструктура металла при этом также резко из меняется, происходит измельчение кристаллических блоков, в некоторых слу чаях на один десятичный порядок.

При анализе экспериментальных результатов и объяснении физических причин небольшого износа и силы трения при фрикционном взаимодействии некоторых металлов, в частности политетрафторэтилена с металлами, часто не учитывается такой важный момент, как способность полимеров к образованию жидкокристаллических структур. Сущность жидкокристаллического состояния (ЖКС) заключается в том, что некоторые вещества благодаря своему особому молекулярному строению при достижении температуры, соответствующей раз рушению трехмерной кристаллической решетки, не переходят непосредственно в изотропную жидкость, а сохраняют упорядоченность во взаимном располо жении молекул.

Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что в металлополи мерных парах трения вследствие низкой теплопроводности полимеров и обра зования пленки фрикционного переноса температура в зоне контакта и в тон чайшем поверхностном слое полимера может повышаться на сотни градусов и достигать или превышать температуру плавления кристаллической фазы ПТФЭ. Следовательно, в таких условиях образование термотропных ЖКС можно полагать вполне реальным и физически обоснованным. Образование ЖКС полимерной матрицы композиционных материалов на основе ПТФЭ мо жет иметь определяющее значение для триботехнических характеристик этих материалов.

Анализ имеющихся данных о структурных изменениях в поверхностных слоях трущихся тел и одновременно о происходящих термодинамических про цессах диссипации механической энергии показывает, что эти процессы явля ются основными в механизме трения и изнашивания твердых тел в трибосисте мах (узлах трения) любого типа. Другими словами, названные процессы опре деляют характер и закономерности изнашивания металлических, полимерных и металлополимерных узлов трения независимо от условий нагружения и смазки.

Следовательно, структурный анализ физико-химических процессов (деструк ция, рекристаллизация, образование новых фаз в результате трибохимических реакций, фазовые переходы при трении и износе) и анализ термодинамики этих процессов позволяют получить наиболее полную физическую картину изучае мого явления.

В целях изучения механизма трения и изнашивания полимерных материа лов были выполнены исследования структурно-фазовых превращений при тре нии в поверхностном слое образцов из композиционных материалов на основе ПТФЭ, содержащих в качестве наполнителей порошки кокса, бронзы, окиси свинца, дисульфида молибдена и измельченные углеродные волокна [8]. Ис следование структурно-фазовых превращений выполняли на образцах, под вергнутых различному уровню внешних энергетических воздействий за счет изменения скорости скольжения, контактного давления и температуры окру жающей среды при трении. Методом рентгеноструктурного анализа исследова ли поверхностные слои образцов из композиционного материала криолон-3, прошедших испытание при контактном давлении 2 МПа, температуре окру жающей среды 300 К, скоростях скольжения 0,6;

1,0;

1,25 и 1,9 м/с. Затем изу чали влияние контактного давления в интервале от 1 до 4 МПа при V = const и Т = const на характер структурно-фазовых изменений в поверхностном слое ма териала. Учитывая широкий интервал эксплуатационных температур узлов трения, исследовали также влияние температуры окружающей среды в интер вале от 173 до 353 К при постоянных Р и V. В целях изучения характера струк турно-фазовых изменений в процессе длительного трения исследовали образцы после трения в течение 3, 6, 12, 20, 28 и 52 часов.

Для проведения сравнительного анализа происходящих при трении изме нений предварительно изучали структуру образцов, не подвергавшихся трению.

В исходной поверхности полимерная матрица имеет аморфно-кристаллическую структуру с преобладанием аморфной фазы (степень кристалличности 44,8%, параметр гексагональной ячейки а = 0,566 нм). В исследуемом слое присутст вуют медь (основной компонент наполнителя - бронзы), оксид меди и дисуль фид молибдена.

Анализ рентгенограмм, снятых после испытания образцов, показывает, что в процессе трения с различной скоростью скольжения в поверхностном слое идут одинаковые физико-химические процессы:

образование и накопление (с увеличением скорости скольжения) фаз Си2ОиСиF2;

разложение бронзы на ее составляющие (медь и олово), и увеличение количества рефлексов олова с увеличением скорости скольжения;

аморфизация меди, что подтверждается появлением аморфного гало под главным пиком меди;

образование фазы МоО3, обладающей абразивными свойствами;

аморфизация и рекристаллизация полимерной матрицы.

Рассмотрение влияния контактного давления показало, что его изменение в пределах 1-3 МПа идентично изменению скорости скольжения в пределах 1 1,9 м/с и вызывает одинаковые физико-химические процессы и структурно фазовые изменения в поверхностном слое полимерной композиции.

При изменении температуры окружающей среды при трении в образцах наблюдаются те же физико-химические процессы (рис. 4.10), что и при измене нии скорости скольжения и давления. Однако при температуре 173 К снижается содержание всех фаз, а при 353 К наблюдается изменение фазового состава – исчезают фазы Sn и Си2О, поверхностный слой обедняется содержанием меди, фторида меди и дисульфида молибдена. Эти изменения во многом сходны с из менениями фазового состава, отмеченными при высоком контактном давлении (4 МПа) и температуре окружающей среды 300 К.

Исследование фазового состава поверхностных слоев образцов после раз личной продолжительности трения при умеренном нагружении (Р = 2,5 МПа;

U = 0,75 м/с;

Т = 300 К) показало, что в процессе длительного трения фазовый со став поверхностных слоев практически не изменяется.

Однако постепенно изменяется структура – она становится более аморф ной, но сохраняет расположение макромолекул слоями. При этом межслоевое расстояние (период слоистости) периодически изменяется.

Принимая во внимание наличие высоких температур (более 600 К) в зоне трения, что подтверждается показанным выше образованием фторидов, в целях уточнения характера и механизма изменения надмолекулярной структуры по лимерной матрицы, были проведены рентгенографические исследования в ин тервале температур 293-610 К. Рентгенографирование образцов из чистого фто ропласта-4 и композиционных материалов проводили в монохроматизирован ном медном излучении, нагрев образцов – в высокотемпературной приставке, конструкция которой позволяла выдерживать заданную температуру с точно стью ±5 К в течение времени, необходимого для получения рентгенограммы.

Рис. 4.10. Рентгенограммы поверхности трения композиционного материала криолон-3 в исходном состоянии (а) и после трения при температурах 173 К (б), 237 К (в), 353 К (г) Рентгенограммы исследованных образцов имеют сложный вид и содержат сведения о структуре матрицы материалов: два гало обусловлены аморфной фа зой, а рефлекс при 2 = 18° вызван наличием кристаллической фазы, характери зуемой параметром гексагональной ячейки.

Наличие гало указывает на то, что аморфная фаза матрицы рассеивает рентгеновские лучи не диффузно, как от полностью неупорядоченной системы, а в соответствии с наличием в ней «дальнего порядка». Аморфную составляю щую такой матрицы, как и матрицы образцов, подвергнутых испытанию трени ем, можно характеризовать средним межслоевым расстоянием Сам.

Установлено, что параметр кристаллической ячейки всех материалов с по вышением температуры увеличивается незначительно, при этом у композици онных материалов этот параметр больше. Величина межслоевого расстояния практически не зависит от температуры до момента достижения температуры плавления кристаллической фазы. Однако введение наполнителей приводит к изменению межслоевого расстояния, при этом природа и форма частиц напол нителя оказывают различное влияние на формирование надмолекулярной структуры. Поэтому матрица материала криолон-3, содержащего волокнистый наполнитель, имеет межслоевое расстояние большее, чем у чистого ПТФЭ, в то время как структура матрицы материала КВН-3, содержащего дисперсные на полнители, характеризуется межслоевым расстоянием меньшим, чем у чистого ПТФЭ. Температура 553 К для ПТФЭ является критической. Начиная с этой температуры идет процесс плавления кристаллических областей, который за канчивается при температуре 603 К. Степень «дальнего» порядка в матрице при этом уменьшается, она начинает рассеивать лучи более диффузно, однако неко торая степень упорядочения в ней сохраняется вплоть до температуры 683 К.

Отмеченное различие параметров надмолекулярной структуры композицион ных материалов оказывает существенное влияние на их физико-механические и триботехнические свойства.

Рис. 4.11. Термограммы чистого ПТФЭ и композиционных материалов на его основе в области фазовых переходов 1 – ПТФЭ;

2 – криолон;

3 – КВН- Таким образом, исследование надмолекулярной структуры композицион ных материалов на основе ПТФЭ показало, что при увеличении температуры выше температуры плавления кристаллитов, как и при воздействии трением, в аморфной фазе сохраняется послойное расположение макромолекул. Этот ре зультат говорит о том, что при определенном энергетическом воздействии кристаллическая фаза, переходя в аморфную, самоорганизуется в новую, отно сительно упорядоченную структуру. Поэтому представляет большой интерес исследование энергетических и температурных характеристик фазовых пере ходов в области и выше температуры плавления кристаллической фазы ПТФЭ методом дифференциально-термического анализа. Термограммы снимали на образцах из чистого ПТФЭ, а также из композиционных материалов на его ос нове. На рис. 4.11 показаны наиболее типичные для названных материалов термограммы, построенные по экспериментальным кривым, путем графиче ского исключения наклона нулевой линии дериватограммы и перехода от вре менной шкалы к шкале температур.

Термограммы чистого ПТФЭ и композиционных материалов содержат пики трех эндотермических переходов. Низкотемпературный пик при Т1 соот ветствует известному фазовому переходу первого рода – плавлению кристал лов ПТФЭ. Однако распадение кристаллов не приводит к переходу полимера в аморфную фазу в общепринятом представлении, поскольку при исследовании поверхностей трения этих материалов методом рентгеноструктурного анализа была обнаружена, как показано выше, определенная упорядоченность структу ры, характеризуемая послойным расположением молекулярных цепей. Можно полагать, что выше Т1 при нагреве и фрикционном взаимодействии ПТФЭ приобретает структуру с определенной степенью ориентационного порядка, подобную строению термотропных жидких кристаллов (ЖК), например, смек тического типа.

Второй эндотермический пик – при Т2 – может соответствовать переходу к другому типу жидкокристаллической структуры, возможно к нематической ЖКС. Такого рода переходы, как правило, имеют малую энтальпию, и в наших исследованиях энтальпия этого перехода оказалась в 6-7 раз меньше энтальпии низкотемпературного перехода. Третий – высокотемпературный пик при Т3 от ражает процесс термодеструкции (разложения) ПТФЭ. Температурный интер вал T T3 T1 определяет температурную область возможного существова ния ЖКС.

Приведенный совместный анализ результатов рентгеноструктурного и термографического исследований позволяет сделать вывод, что повышение температуры в зоне фрикционного контакта вызывает фазовые переходы: кри сталлической фазы –в аморфную, аморфной –в жидкокристаллическую с по слойной структурой термотропных ЖК, обеспечивающей легкое скольжение слоев полимера. Образование ЖКС сопровождается энергетически выигрыш ными эндотермическими процессами упорядочения структуры. Наполнители должны подбираться так, чтобы они не препятствовали образованию ЖКС и не вызывали значительного ограничения подвижности молекулярных цепей ПТФЭ.

На основе общего анализа результатов исследования структурно-фазовых превращений и связанных с ними изменений триботехнических свойств ме таллополимерной пары трения можно предложить следующую физическую модель процеса трения и изнашивания наполненных полимеров на примере ПТФЭ (рис. 4.12).

Рис. 4.12. Физическая модель процесса трения и изнашивания композиционного материала на основе ПТФЭ В поверхностном слое композиционного материала на основе ПТФЭ в оп ределенной области энергетического воздействия (контактное давление Р, ско рость скольжения V) независимо от способа воздействия развиваются следую щие физико-химические процессы:

деформация поверхностного слоя полимера и повышение температуры Т в зоне трения выше температуры плавления кристаллической фазы и эндо термические фазовые переходы (ЭФП) аморфизации полимерной матрицы и образования жидкокристаллической мезофазы со слоистой структурой термо тропных ЖК;

триботехнические реакции: деструкция полимера с выделением фтора или фторсодержащих радикалов, разложение бронзы на медь и олово, синтез фторидов меди и окисление меди;

накопление меди, оксидов и фторидов меди и дисульфида молибдена в поверхностном слое с увеличением их концентрации;

частичная аморфизация меди (появление рентгеноаморфной структуры);

частичная рекристаллизация полимерной матрицы;

формирование третьего тела – пленки фрикционного переноса (ПФП) на металлическом контроле, постепенное накопление дефектов в нем до критиче ского, отражаемое изменением энтропии S, и разрушение слоистой структу ры ПФП.

В процессе длительного трения при постоянном допустимом уровне энер гетического воздействия в поверхностном слое полимерных образцов идут на званные выше процессы, при этом в пленке фрикционного переноса фазовый состав не изменяется, а полимерная матрица содержит только аморфную фазу, сохраняющую слоистую структуру с изменяющимся средним межслоевым рас стоянием. Этот факт, а также вывод об образовании жидкокристаллической ме зофазы свидетельствуют о процессах самоорганизации в металлополимерной трибосистеме диссипативных трибоструктур с определенными термодинамиче скими свойствами.

Сила трения и интенсивность изнашивания по окончании приработки не остаются постоянными, а изменяются относительно некоторого среднего зна чения. Периодичность этих изменений указывает на их связь с изменением структуры тончайшего поверхностного слоя полимерного образца и пленки фрикционного переноса, в том числе с изменением межслоевого расстояния в структуре полимерной пленки, а также с образованием и разрушением трибост руктуры с жидкокристаллической мезофазой.

Формирование такой структуры обеспечивает легкое скольжение слоев ПТФЭ, низкий уровень касательных напряжений, локализацию их в тончайшем поверхностном слое, следствием чего является снижение интенсивности изна шивания и силы трения. Отсюда следует важный практический вывод о том, что наполнители, повышающие несущую способность и износостойкость фто ропласта, должны подбираться так, чтобы не препятствовать образованию ЖКС и не вызывать ограничения подвижности и ориентации молекулярных цепей полимера.

Применяемые в разработанных нами композиционных материалах напол нители согласно данным термографического анализа не уменьшают, а расши ряют температурный интервал возможного существования термотропной ЖКС, при этом характер изменения энтальпии фазовых переходов способствует обра зованию и сохранению ЖКС.

Рассмотренные результаты исследований и предложенный механизм тре ния и изнашивания наполненного ПТФЭ согласуются с выводами других ис следователей о механизме фрикционного взаимодействия полимеров с метал лами. Основными и общими процессами этого механизма являются: образова ние связей полимер-металл за счет адгезионного взаимодействия;

когезионное разрушение этих связей с переносом полимерных частиц на металлическую по верхность и образование на ней полимерной пленки фрикционного переноса;

структурно-фазовые превращения с образованием новых структур и ориента ция полимерных цепей в поверхностном слое и пленке фрикционного переноса.

Характер структурно-фазовых превращений определяется видом полимерной матрицы, видом и количеством наполнителей, при этом линейные термопласты при определенных условиях могут образовывать жидкокристаллические струк туры, как это было показано на примере ПТФЭ.

При термодинамическом подходе к анализу структурно-фазовых превра щений в металлополимерной трибосистеме необходимо отметить следующее.

Общий результат исследований механизма изнашивания полимеров состоит в установлении факта, что в процессе трения под влиянием внешних механиче ских и возникающих термодинамических воздействий развиваются деструк тивно-структурирующие процессы разрушения химических и межмолекуляр ных связей и аморфизации структуры ПТФЭ, т.е. ее разупорядочение и после дующее образование более упорядоченной слоистой структуры под влиянием энергетических флуктуации при соответствующем изменении энтропии трибо системы.

4.4. ВЛИЯНИЕ ТИПА КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ НА ПРОЦЕССЫ ТРЕНИЯ И ИЗНАШИВАНИЯ В основе природы внешнего трения лежат диссипативные процессы [3,9,32]. Динамическое контактирование твердых тел сопровождается непре рывным подводом к трибосистеме механической энергии, её рассеиванием и поглощением. Превращение механической энергии, например, в тепловую, электрическую, химическую может осуществляться через различные механиз мы, связанные с типом связей в кристаллической решетке.

При трении металлов наблюдается явление фрикционной анизотропии [4].

В ряде исследований показано, что коэффициент трения в значительной мере зависит от типа кристаллической решетки и от ориентации силы трения по от ношению к различным кристаллографическим направлениям. Это связано со способом взаимодействия трущихся поверхностей и с тем, как топография по верхности изменяется в процессе трения скольжения.

В работе [61] Д. Бакли и Р. Джонсон исследовали трение редкоземельных элементов, у которых структурные превращения происходят при сравнительно низких температурах. Исследованные металлы имеют структуру гранецентри рованной плотной упаковки (Г.П.У) различных видов, и некоторые из них об ладают полиформизмом. Трение проводили по схеме трения «индентор-диск» в высоком вакууме (10-9 – 10-10 мм.рт.ст.) для уменьшения количества оксидов и адсорбированных пленок с целью точного определения влияния кристалличе ской структуры на характеристики процессов трения, изнашивания и фрикци онного переноса. Было установлено, что при изменении скорости скольжения от 0,5 до 7,0 мс-1 в интервале 2,0 – 3,5 мс-1 коэффициент трения резко возраста ет от 0,4 до 1,2. Авторы работы полагают, что это вызвано структурным пере ходом лантана из ГПУ решетки в ГЦК решетку. Согласно их данным, структура ГПУ редкоземельных металлов обладает более низкими характеристиками тре ния и изнашивания, чем структура с ГЦК или ОЦК решеткой.

В работе [10] приведены значения коэффициента трения ряда редкозе мельных металлов, которые показывают, что металлы с наименьшим парамет ром «с» гексагональной решетки обладают наибольшим коэффициентом тре ния.

Х. Дюблер и др. [62] исследовали характеристики трения нескольких ме таллических пар трения в вакууме и показали:

наибольший коэффициент трения при трении ГЦК по ГЦК структуре и не зависит от растворимости металлов и толщины окисной пленки;

наименьший коэффициент трения в паре ОЦК – ГПУ решетка;

влияние типа решетки и структуры велико и зазлично для разных схем трения скольжения.

И.Г. Носовский [63] изучал связь между схватыванием металлов при тре нии и кристаллическим строением металлов. Он показал, что пары металлов, имеющие ОЦК и ГЦК решетки, интенсивно изнашиваются за счет схватывания.

Пары трения из металлов, имеющих гексагональную решетку, изнашиваются значительно меньше, чем с ГЦК или ОЦК решеткой. Большое различие в ин тенсивности изнашивания металлов с различными типами решеток объясняется различием возможностей возникновения точечных дефектов у этих металлов.

Многообразие структуры углеродистых и легированных сталей приводит к тому, что при одинаковом типе кристаллической решетки различные марки сталей по разному реагируют на фрикционное воздействие и обладают различ ными характеристиками износостойкости. Кроме того, химико-термическая и термомеханическая обработка также оказывает значительное влияние на струк туру и триботехнические свойства поверхностного слоя.

В течение длительного времени в специальной литературе велась дискус сия о том, как влияет остаточный аустенит (твердый раствор углерода в железе) на износостойкость стали. В действовавших в СССР и других странах стандартах был пункт, оговаривающий допустимое количество остаточного ау стенита и характер распределения карбидов в стали для деталей тяжелонагру женных узлов трения. Существует мнение, что на износостойкость цементо ванной стали могут влиять дефекты кристаллической решетки аустенита. В этой связи авторы работ [64] исследовали субструктуру стали 18ХНВА тяжело нагруженных шестерен до и после работы на трение и износ. Результаты иссле дования субструктуры остаточного аустенита при различных вариантах терми ческой обработки показали следующее. При невысокой степени микродефор мации кристаллической решетки -фазы ( 2 10-3) и однородности (область однородности 10 15 нм), а величина блоков достаточно большая (L нм), то даже при значительно превышающем норму количестве остаточного ау стенита цементированный слой хорошо сопротивляется износу.

Следовательно, противоречивость результатов исследования разных авто ров объясняется отсутствием учета влияния субструктуры аустенита на износо стойкость стали. С целью установления более полной картины влияния фазово го состава цементованной стали 18ХНВА и термообработанной по разным ре жимам в работе [65] исследовали износостойкость образцов в условиях трения скольжения на машине трения, имитирующей работу зубчатого зацепления.

Установлено, что при одинаковом содержании остаточного аустенита в быстро охлажденных образцах износостойкость выше, чем в медленно охлажденных.

Изнашивание быстро охлажденных (закаленных) образцов характеризуется не значительным отделением продуктов износа, переносом их на сопряженную поверхность и меньшей интенсивностью изнашивания. В то же время интен сивность изнашивания медленно охлажденных образцов в 3-4 раза выше, осо бенно в начале испытания.

Субструктура -фазы (твердый раствор углерода в Fe – феррит) и -фазы (аустенит) в процессе трения и изнашивания претерпевает закономерное и оди наковое для всех режимов термической обработки изменение: при тяжелых ус ловиях трения развиваются процессы упрочнения аустенита и разупрочнения феррита. Износостойкость гетерофазного (аустенит + феррит) сплава тем выше, чем больше субструктура аустенита отличается от «наклепанного» - упрочнен ного состояния, возникающего при механической и теромеханической обработ ке. Высокие противоизносные свойства достигаются при сочетании наклепан ной -фазы с наклепанной -фазой [65]. Следовательно, износостойкость стали зависит от её фазового состава. Но определяющее влияние на износостойкость оказывает субструктура феррита и аустенита.

В качестве характеристики износостойкости при абразивном изнашивании М.М. Хрущевым была предложена весьма доступная для оценки физико механическая характеристика – твердость. Опыт показал, что определенный уровень твердости является важным критерием износостойкости стали. Однако при повышенной нагрузке на узел трения и с увеличением ресурса машины этой характеристики свойств недостаточно. Возникает необходимость в допол нительном критерии, характеризующем вязкоупругие свойства материала – его пластичность. Поскольку пластическая деформация в условиях трения приво дит к наклепу, то сплав может работать в тяжелых условиях трения, пока не ис черпывается его способность к пластической деформации. Следовательно при оценке износостойкости материала необходимо принимать во внимание харак теристики твердости и пластичности. Известны случаи, когда стальные детали узлов трения, термически обработанные на достаточно высокую твердость, раз рушались в начальном периоде эксплуатации вследствие недостаточной пла стичности. В то же время сравнительно мягкие материалы, обладающие опти мальным соотношением высокотвердых и мягких пластичных фаз, характери зуются достаточно высокой износостойкостью. В этой связи, авторами работы [66] предложен комплексный критерий износостойкости, который включает ха рактеристики твердости и величину относительного удлинения при растяжении в качестве характеристики пластичности.

ГЛАВА 5. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ТРЕНИИ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ 5.1. ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО И ЭЛЕМЕНТНОГО СОСТАВА МАТЕРИАЛОВ Как правило, для исследования поверхности в качестве аналитических ин струментов используются энергетические потоки. Уже в конце 80-х годов было известно более 80 подобных методов диагностики вещества, и список их про должает увеличиваться. Эти методы отличаются видом первичного потока (зондирующего воздействия), чувствительностью, локальностью, степенью де струкции вещества, универсальностью и т.д.

Чаще всего методы анализа классифицируются либо по типу первичного воздействия на образец, либо по типу носителя информации. Существует во семь основных видов зондирующего воздействия на поверхность твердого тела:

электроны, фотоны, ионы, нейтральные атомы или молекулы, поверхностные волны, магнитное поле, нагрев, электрическое поле.

В результате этих воздействий возникает один или несколько из четырех видов частиц: электроны, фотоны, ионы, нейтральные атомы или молекулы.

Эти частицы несут информацию о поверхности на соответствующий детектор.

Информация позволяет получать сведения о природе эмитированных частиц, об их пространственном распределении, энергетическом распределении, о количе стве частиц. Анализируя эти сведения, можно судить о составе и структуре по верхности. Для устранения подавления потоков частиц большинство методов анализа, за исключением главным образом методов рентгенографии, осущест вляется в вакууме.

Рассмотрим некоторые наиболее распространенные методы анализа по верхности.

5.1.1. Электронно-зондовые методы Из четырех видов зондирующих потоков частиц (электроны, ионы, ней тральные частицы и фотоны) электронные пучки для исследования поверхно стей твердых тел начали применяться раньше и значительно шире других. Это связано с простотой получения электронных пучков заданной энергии плотно сти, а также с легкостью фокусировки их в зонд малого диаметра на поверхно сти. Электронный луч в современных зондовых устройствах можно фокусиро вать до единиц и даже долей нанометра, т.е. инструмент по размерам прибли жается к атомным. На настоящий момент электронно-зондовые методы анализа по областям применения и распространенности преобладают как в научных ис следованиях, так и в современных производственных лабораториях [67] Облучение поверхности электронами вызывает эмиссию всех четырех ви дов частиц, однако наиболее часто анализируются электроны, что обусловлено сравнительной простотой их регистрации. Для получения информации о по верхности регистрируют энергию и пространственное распределение упруго- и неупругоотраженных первичных электронов зонда или регистрируют вторич ные электроны и оже-электроны.

В энергетическом спектре вторичных электронов, испускаемых вследствие облучения поверхности пучком первичных электронов (рис. 5.1), условно мож но выделить три основные зоны.

Рис. 5.1. Спектр распределения вторичных электронов по энергиям Зона 1 на рис. 5.1. соответствует истинно вторичным электронам, обра зующимся в результате неупругих соударений первичных электронов с элек тронами мишени. Наиболее вероятная их энергия 3-5 эВ. Глубина выхода ис тинно вторичных электронов не превышает 10 нм.

Зону 2 составляют неупругоотраженные электроны первичного пучка, а также электроны, генерированные в результате оже-переходов. Этот участок характеризуется незначительным колебанием зависимости N(Е), установить происхождение которого позволяет анализ производной dN E dE. Точное энергетическое положение производной определяется всецело природой эле ментов, составляющих поверхность.

Зона 3 – узкий пик при энергии, равной энергии падающего электрона, обусловливается упругим рассеянием электронов (они составляют всего около 1%). Эти электроны выходят из поверхностного слоя глубиной 200-2000 нм.

Одним из наиболее распространенных методов диагностики поверхности является растровая электронная микроскопия (РЭМ).

РЭМ - это метод исследования поверхности образца, использующий энер гетическое и пространственное распределение электронов, эмитированных из его приповерхностного слоя под воздействием остросфокусированного луча (зонда) [67].

В электронном микроскопе изображение поверхности во вторичных час тицах создается благодаря развертке сфокусированного пучка электронов (зон да) по поверхности исследуемого образца. Пучок требуемого Диаметра пере мещается по образцу, разворачиваясь в растр, представляющий собой совокуп ность близко расположенных параллельных линий, вдоль которых пучок обега ет за период развертки выбранный участок поверхности образца. В результате взаимодействия с пучком электронов в каждой точке исследуемого участка по верхности в соответствии с вторичными явлениями (изложенными выше) воз никают вторичные частицы различной природы. Для создания изображения структуры поверхности в растровом электронном микроскопе регистрируются либо вторичные электроны (зона 1 на рис. 5.1), либо упругорассеянные первич ные электроны (зона 3 на рис. 5.1). Они регистрируются коллекторами, и воз никающие сигналы после усиления попадают на экран электронно-лучевой трубки (ЭЛТ), развертка луча которой синхронна со сканированием пучка пер вичных электронов по поверхности образца. Увеличение, определяемое как со отношение амплитуд развертки луча по экрану ЭЛТ и пучка электронов по об разцу, можно плавно менять от 20 от 100000. Каждому элементу сканируемого участка поверхности соответствует своя яркость на экране ЭЛТ. При локальном изменении исследуемой характеристики (например, состава или топографии) пропорционально изменяется интенсивность сигнала, поступающего на ЭЛТ, и на ее экране возникает определенный контраст.

В РЭМ различают два вида контраста изображения – топографический и композиционный [68].Топографический контраст изображения определяется изменением интенсивности вторичной электронной эмиссии в зависимости от положения элемента поверхности по отношению к пучку электронов. Компози ционный контраст изображения образцов сложного фазового состава обуслов лен различными значениями коэффициента вторичной электронной эмиссии.

Упругорассеянные электроны, обладающие относительно высокой энерги ей (см. рис. 5.1) мало меняют свою траекторию под действием электростатиче ского поля между образцом и коллектором. Поэтому в рассеянных электронах наблюдается характерное теневое изображение рельефа, вызванное тем, что эти электроны, двигаясь по прямолинейным траекториям, не попадают с участков, закрытых каким-либо препятствием, например выступом на поверхности. Вто ричные электроны имеют существенно меньшую энергию, и поэтому то же электростатическое поле сильно отклоняет их траекторию от первоначальной (после выхода с поверхности образца в сторону коллектора) и они могут давать изображение участков образца вне прямого движения электронов к коллектору.

Для выявления топографического контраста вторичные электроны можно более эффективно использовать не только в связи с искривленностью их траекторий, но и потому, что интенсивность вторичной электронной эмиссии очень сильно меняется при изменении угла наклона бомбардируемого участка поверхности к падающему пучку электронов. При этом изображение в РЭМ воспринимается как трехмерное (т.е. объемное), что позволяет наблюдать структуру внутри от носительно глубоких трещин или впадин. Это используется в фрактографии (в изучении изломов), при исследовании изношенных поверхностей и продуктов износа и т.д. Глубина резкости при максимальном разрешении 10 нм составляет несколько микрометров, а при разрешении 1-2 мкм она возрастает до сотен микрометров.

Помимо вышеописанной эмиссионной РЭМ, широкое применение нашла просвечивающая растровая электронная микроскопия. Просвечивающие рас тровые электронные микроскопы (ПРЭМ) позволяют изучать пленочные объек ты, формируя на экране их фазово-контрастные изображения на атомном уров не. Изображение тонких образцов (фольг, пленок, толщина которых находится в пределах 0,01-0,2 мкм) формируется в электронах, прошедших через образец.

Контраст изображения определяется процессами рассеяния и потерями энергии электронов зонда при столкновениях с атомами образца. Прошедшие через об разец электроны регистрируются специальным детектором. В результате воз никает возможность выявить различные по кристаллической структуре участки объекта, а также нарушения кристаллической структуры (субзерна, дефекты упаковки, дислокации). Растровую просвечивающую электронную микроско пию можно реализовать на базе эмиссионного РЭМ, если за пленочным образ цом установить апертурную диафрагму и коллектор.

Основными задачами ПРЭМ являются:

1) анализ элементарных дефектов кристаллического строения (дислокаций, дислокационных петель, дефектов упаковки), а также сложных дефектов и де фектов объемного характера (двойники, границы зерен и т.д.);

2) анализ в гетерогенных сплавах частиц и различных включений, в том числе выделяющихся в материалах, подвергнутых, например, старению, облу чению, отжигу.

Методы анализа состава материалов Одним из наиболее перспективных методов анализа химического состава поверхностей твердых тел является электронная оже-спектроскопия (ЭОС) [67-69]. Сочетая на одном приборе РЭМ и ЭОС, можно получать информацию как о структуре, так и о химическом составе материала с очень высокой ло кальностью по глубине.

Оже-эффект был открыт в 1925 г. Пьером Оже. Он связан с ионизацией атома вследствие соударения первичного электрона с электроном на одной из внутренних оболочек атома (К, L, М,...), на которой возникает вакансия. В ре зультате этого происходит оже-переход с выходом оже-электрона в вакуум, где он регистрируется с помощью электронного спектрометра.

Схема оже-процесса изображена на рис. 5.2.

Рис. 5.2. Энергетическая схема образования оже-электрона на примере перехода К, L, М e – работа выхода электрона;

Еi – энергетические зоны Налетающий электрон с энергией Ер создает в результате ионизации дыр ку на внутреннем уровне К. Дырка в К-уровне заполняется электроном из L уровня. В результате этого перехода возникает избыточная энергия EK EL.

Эта энергия может быть унесена фотоном h EK EL характеристического рентгеновского излучения (излучательный переход) либо может перейти к дру гому электрону, к примеру на уровне М. Тогда из атома эмитируется электрон с энергией EKLM EK EL EM (безызлучательный оже-переход). Этот вы летевший электрон называется оже-электроном.

Так как величина энергии оже-электрона, определяемая внутриатомными процессами (а оже-переходы осуществляются между строго определенными энергетическими уровнями), непосредственно связана со значениями энергий связи электронов на оболочках атома, то она характеризует его атомный номер Z. Следовательно, регистрируя значения энергий оже-электронов, эмитируемых атомами при их возбуждении, и сравнивая эти значения с табличными, возмож но определение Z, т.е. химической природы атомов, из которых электроны бы ли эмитированы. В настоящее время существует несколько атласов экспери ментальных оже-спектров, что позволяет в большинстве случаев легко связать обнаруженные оже-пики в электронных спектрах исследуемых материалов с элементами, составляющими эти материалы.

Из сказанного следует, что для оже-процесса необходимо, чтобы атом со держал как минимум три электрона, поэтому в атомах водорода и гелия оже процесс невозможен.

Для установления состава и свойств материалов в большинстве случаев достаточно качественной или полуколичественной информации, которая может быть получена, как уже говорилось, из наблюдений за изменением интенсивно сти и формы оже-пиков. Метод ЭОС может служить источником количествен ной информации. Для проведения количественного анализа необходимо уста новить связь между током оже-электронов некоторого элемента и количеством атомов этого элемента в приповерхностной области. Наиболее распространен ными в количественной ЭОС являются метод стандартных образцов и метод коэффициентов элементной оже-чувствительности (метод чистых стандар тов).Использование метода стандартных образцов для количественного анализа дает точность 5-10%, но изготовление и аттестация стандартных образцов тру доемкая, а иногда невыполнимая работа.

Чувствительность ЭОС зависит от отношения сигнала к шуму и от анали зируемого элемента и обычно составляет 0,1-1%, что соответствует поверхно стной концентрации 1011 – 1012ат/см2.

Рассмотренное выше применение ЭОС относится к исследованию припо верхностной области твердого тела. Значительный интерес представляет выяв ление распределения элементов по глубине образца. Такая возможность пред ставляется при сочетании ЭОС с ионным распылением поверхности. Для таких исследований используют обычно ионные пучки инертных газов с энергией от нескольких сотен до нескольких тысяч электрон-вольт. В этом случае элемент ный состав определяется после снятия (распылением) определенного слоя с по верхности образца.

Поскольку ЭОС имеет дело с поверхностью исследуемых материалов, то для проведения их достоверного анализа необходимо удалять адсорбированные элементы с поверхности и не допускать повторного прилипания загрязнений к поверхности в процессе анализа. Технически это реализуется помещением ис следуемого образца и необходимых узлов спектрометра в вакуум. Парциальное давление химически активных газов, таких, как СО, Н2О, СхНу, должно быть не выше 10-8 Па, инертные газы (например, аргон, часто используемый в качестве рабочего газа в источниках ионов) не хемосорбируются и не искажают резуль татов при давлении на несколько порядков больше.

Запись энергетических спектров оже-электронов может осуществляться в двух режимах зондирования: без сканирования электронным пучком (информа ция берется с площади, определяемой сечением пучка, диаметр которого ~ мкм) и в режиме сканирования электронным пучком, при этом величина пло щади сканирования может задаваться в пределах от 20 20 мкм2 до 5 5 мм2.

ЭОС идеально подходит для элементного анализа поверхности, поскольку повреждения, производимые электронным пучком, несущественны. Абсолют ная чувствительность метода составляет порядка 10-14 г, относительная чувст вительность по примесям объемного происхождения 10-3 %. Недостатком ЭОС является то, что падающий электронный луч заряжает поверхности непроводя щих образцов. Последнее справедливо и для других электронно-зондовых ме тодов анализа.

Другим распространенным методом анализа состава материалов является рентгено-спектральный микроанализ (РСМА). В РСМА веществ регистрируют характеристическое рентгеновское излучение из зоны торможения электронов зонда в твердой мишени. РСМА часто применяется вместе с РЭМ на одном приборе, в виде специальной приставки – микроанализатора.

Механизм появления характеристических рентгеновских квантов был из ложен ранее, при объяснении природы образования оже-электронов (излуча тельный переход). Поскольку вероятность радиационного перехода с повыше нием Z увеличивается пропорционально Z4, вероятность выхода оже-электрона уменьшается. Так, для легких элементов она составляет порядка 95%, а для элементов с Z 70 не превышает 10%. Соответственно РСМА лучше подходит для тяжелых элементов, а ЭОС – для легких.

Общими характеристиками метода РСМА являются следующие. Так как рентгеновское излучение генерируется из более глубоких слоев, чем вторичные электроны (для ЭОС 5-20 А, а для РСМА 0,5-5 мкм), то этот метод более ин формативен относительно объемного состава или более глубоких слоев. Анали зы можно выполнять в менее глубоком вакууме, чем в ЭОС (для РСМА 6(10 -3 10-5), для ЭОС (10-8-10-9 Па), что связано с высокой проникающей способно стью рентгеновских лучей. Это могут быть как качественные, так и количест венные измерения с регистрацией примесей с чувствительностью 0,5-0,01% по массе (для ЭОС 10-3%). Абсолютная чувствительность лежит в пределах 10-12 10-16 г при контроле локальных областей 1-2 мкм. Сканируя электронным зон дом по поверхности мишени и регистрируя композиционный контраст (РЭМ), можно получать изображение объекта в характеристическом рентгеновском из лучении выбранного элемента. Вследствие сильного поглощения мягкого рент геновского излучения возникают трудности с исследованием элементов с Z 11. Энергия электронов в первичном пучке, а также диаметр зонда определяют локальность метода. Так, при диаметре зонда в сотни нанометров локальность по площади обычно не менее 0,4-1 мкм. При использовании энергии первично го пучка электронов с энергией 30 кэВ разрешение по глубине для матрицы со средней величиной Z составляет 1-3 мкм. Для РСМА разрешение по поверхно сти колеблется от 0,5 до 5 мкм, а по глубине – от 0,1 до 5 мкм.


Помимо вышеперечисленных электронно-зондовых методов (ЭОС и РСМА), для анализа состава материалов широко применяется такой ионно зондовый метод, как вторичная ионная масс-спектрометрия (ВИМС). Метод позволяет исследовать элементный и фазовый состав поверхности и припо верхностного слоя, а также некоторые процессы в поверхностных слоях твер дых тел. ВИМС является, в частности, одним из наиболее распространенных методов анализа ионно-имплантированных поверхностей в целях определения профиля внедренной примеси по глубине образца.

Для осуществления поверхностного или послойного анализа методом ВИМС используется бомбардировка поверхности твердого тела ускоренным пучком ионов (обычно это ионы инертного газа) с энергией 2-10 кэВ. При этом происходит распыление поверхностного слоя.

Атом поверхности оказывается распыленным, если передаваемый ему со ударяющейся с ним частицей импульс имеет составляющую вдоль нормали к поверхности, достаточную для преодоления поверхностной энергии связи. К явлениям, возникающим в результате распыления поверхности твердого тела пучками ионов килоэлектронвольтных энергий, относится, в частности, вто ричная ионная эмиссия (ВИЭ). Суть этого явления в том, что среди вторичных и молекулярных частиц, образующихся при распылении, наблюдаются ионизо ванные с различной кратностью частицы.

Перед широко известными и давно применяемыми методами анализов, та кими, как масс-спектроскопический, эмиссионный спектральный, лазерный, ЭОС, РСМА, ионный метод обладает рядом преимуществ:

регистрация вторичных ионов позволяет обнаруживать в твердых телах все элементы периодической системы, их изотопы, в том числе, что особенно ценно, элементы с малыми массовыми числами, поскольку эти элементы РСМА практически не анализируются вследствие сложности регистрации ослабленно го рентгеновского излучения;

чувствительность, определяемая выходом вторичных ионов элементов, составляет 1013-1015 атомов примеси на 1 см3 при относительной чувствитель ности примерно 10-6—10-7 %;

разрешающая способность по глубине весьма высока (3-10 нм);

имеется возможность изучения химического состава поверхностного слоя по глубине и распределения элементов по поверхности;

отсутствует необходимость в специальной очистке поверхности.

Говоря о недостатках метода ВИМС, следует отметить, что корректный количественный анализ – задача достаточно сложная вследствие большого раз личия выхода вторичных ионов из различных матриц и зависимости выхода вторичных ионов от многих факторов. Некоторые предложенные модели, прав да, позволяют осуществлять количественную интерпретацию масс-спектров, но только для определенных матриц или же при использовании обязательного эта лона с известной концент рацией элементов.

5.1.2 Методы рентгенографического фазового анализа Под рентгенографическим анализом понимается совокупность разнообраз ных методов исследования, в которых используется дифракция рентгеновского излучения – поперечных электромагнитных колебаний с длиной волны 10-1— 103 нм. Применение рентгеновского излучения для исследования кристалличе ских веществ основано на том, что его длина волны сопоставима с расстоянием между упорядоченно расположенными атомами в решетке кристаллов, которая для него является естественной дифракционной решеткой. Сущность рентгено графических методов анализа как раз и заключается в изучении дифракционной картины, получаемой при отражении рентгеновских лучей атомными плоско стями в структуре кристаллов.

В основе рентгенографического анализа лежит уравнение Вульфа-Брегга, связывающее угол в падения или отражения (они равны) на атомную плоскость рентгеновского луча с его длиной волны и величиной межплоскостного рас стояния d:

n 2d sin, (6.4) где n - целое число (1, 2, 3 и т.д.), называемое порядком отражения. Отражен ный пучок рентгеновских лучей, который может быть зарегистрирован, возни кает лишь в том случае, если будет соблюдаться указанное равенство. Лучи, от раженные под другими углами, не удовлетворяющими уравнению Вульфа Брегта, взаимно погашаются.

Рентгенографические методы анализа широко используются для изучения структуры, состава и свойств различных материалов. Широкому распростране нию рентгенографического анализа способствовали его объективность, универ сальность, быстрота многих его методов, точность и возможность решения раз нообразных задач, часто недоступных другим методам исследований. Вследст вие высокой проникающей способности рентгеновских лучей для осуществле ния анализа не требуется создание вакуума. С помощью рентгенографического анализа исследуют: качественный и количественный состав материалов (рент генофазовый анализ), тонкую структуру кристаллических веществ – форму, размер и тип элементарной ячейки, симметрию кристалла, координаты атомов в пространстве, степень совершенства кристаллов и наличие в них микронапря жений, наличие и величину остаточных макронапряжений в материале, размер мозаичных блоков, тип твердых растворов, текстуру веществ, плотность, коэф фициент термического расширения, толщину покрытий и т.д.

Рис. 5.3. Дифрактограмма кварца Из уравнения Вульфа-Брегга видно, что при съемке неподвижного моно кристалла с использованием параллельного пучка монохроматического излуче ния условия получения хотя бы одного дифракционного рефлекса могут не вы полняться. Поэтому целью методов рентгенографического анализа является по лучение дифракционной картины путем изменения ориентировки кристалла или падающего пучка (т.е. варьируя ) или с помощью сплошного спектра (т.е.

варьируя ). Наибольшее практическое применение получил метод Дебая Шерера (метод порошка). В этом методе осуществляется съемка поликристал лического образца (или порошка) в параллельном пучке монохроматического излучения.

Для регистрации рентгеновских лучей в рентгенографическом анализе су ществуют два метода: фотографический, основанный на почернении эмульсии под действием рентгеновских лучей, и дифрактометрический – с использовани ем счетчиков квантов рентгеновского излучения (установки с использованием подобных счетчиков называются дифрактометрами). В связи с развитием счет чиков квантов рентгеновского излучения и электронных регистрирующих сис тем значительно большее распространение получили рентгеновские дифракто метры.

Счетчик регистрирует в каждый момент времени интенсивность дифрак ции в узком угловом интервале. Таким образом, вся дифракционная картина (дифрактограмма) регистрируется последовательно, а не одновременно, как в фотометоде. Типичный вид дифрактограммы, полученной по методу Дебая – Шерера, приведен на рис.5.3. Каждому дифракционному пику определенной интенсивности с максимумом, соответствующим углу, соответствует рас стояние d между определенными кристаллографическими плоскостями. Срав нивая эти расстояния для образца, в котором имеются некоторые остаточные макронапряжения, и для ненапряженного образца, можно определить величину и знак остаточных макронапряжений.

Как известно [70, 71], пластическая деформация материалов приводит к значительному увеличению плотности таких дефектов, как дислокации (или их скопления), дефекты упаковки, вакансии (или их комплексы), междоузельные атомы и т.д. Поля искажений этих дефектов кристаллического строения вызы вают смещения атомов из узлов, что приводит к упругим микродеформациям.

Если размер блоков достаточно мал (~10-6 см), это приводит к заметному рас ширению дифракционных пиков на дифрактограмме. Наличие в поликристал лическом образце микроискажений (т.е. присутствие кристаллов с вариацией периода решетки) также приводит к расширению пиков на дифрактограмме. В настоящее время развиты три метода (аппроксимации или интегральной шири ны, гармонический анализ формы рентгеновских линий, метод моментов), ос нованные на анализе формы дифракционных линий, с помощью которых могут быть найдены размеры блоков и величина микродеформаций в случае их раз дельного и совместного присутствия в исследуемом образце. Зачастую имеется однозначная связь между величиной микродеформаций и плотностью хаотиче ски распределенных дислокаций.

5.2. КИНЕТИКА СТРУКТУРНЫХ ПРОЦЕССОВ В УСЛОВИЯХ ТРЕНИЯ Анализ обширного экспериментального материала о структурных измене ниях в поверхностных слоях трущихся тел [25, 72, 73], сопровождающихся термодинамическими процессами диссипации механической энергии [74-76], показывает, что эти процессы являются определяющими в механизме трения н изнашивания твердых тел в трибосистемах любого типа.

Структурные и фазовые превращения в материале трущихся деталей вы зываются теплотой и градиентом температур, возникающих в поверхностном слое при трении. В этой связи изучение влияния структурно-фазового состоя ния и его изменения на протекание процессов трения и изнашивания имеет важное научное и прикладное значение. При этом очень важно научиться управлять этими процессами и установить связь между первичными и вторич ными структурами, образующимися в процессе различных этапов трения. Это означает, что на процесс трения влияют не только свойства и структура мате риала в исходном состоянии, но и структура и свойства, которые формируются в процессе фрикционного взаимодействия. Здесь уместно напомнить, что поня тие «структура» включает фазовый состав, тип кристаллической решетки, ко личество и характер распределения дефектов кристаллической решетки (суб структуры), а также макро- и микроструктуру.

Структурно-фазовые превращения в поверхностном слое обусловлены по вышением температуры слоя при трении выше критических точек структурных превращений металлов. Еще в начале 50-х годов XX века Б.М. Грозин устано вил, что если температура трения превышает температуру критических точек, то процесс трения сопровождается локальными структурными превращениями [77]. Если температура трения не достигает критической, то в небольших объе мах закаленной стали могут происходить процессы отпуска. В реальных усло виях трения металлов и сплавов на фазовые и структурные превращения одно временно влияют высокие напряжения в микроконтактах, а также химические реакции активированного трением металла с окружающей средой.


Особенность кинетики процессов структурных превращений в условиях трения определяется тем, что при превращении механической энергии в тепло ту нагревание и охлаждение тонкого поверхностного слоя металла происходит с очень большой скоростью (105 - 104 оС/с ). В то же время в известных процес сах термообработки (отжиг, отпуск, закалка) скорости нагревания и охлажде ния металла значительно ниже.

Другая особенность кинетики структурных процессов при трении заклю чается в локализации процессов нагревания и охлаждения, что приводит к зака ливанию локальных микроскопических объемов активного слоя, так называе мая «точечная» закалка. В результате этого возникает широкий спектр струк турно-фазовых состояний.

В процессе трения и изнашивания изменяется микрошероховатость по верхности в зависимости от механических свойств материалов сопряженных деталей, режимов и продолжительности трения. Это обстоятельство также су щественным образом влияет на кинетику процесса структурных и фазовых из менений. В качестве иллюстрации этого положения рассмотрим развитие про цесса при трении ст. 18ХНВА, предварительно подвергнутой цементации, за калке и низкому отпуску на твердость НRС58 [25]. Металлографическое иссле дование поверхности трения показало, что после 3 минут трения на общем фо не трооститно-мартенситной структуры наблюдается 30-35 % аустенита с зер нистыми карбидами. При этом хорошо видны участки, подвергшиеся пластиче ской деформации, они имеют микротвердость 75 МПа и более темный фон.

Имеются участки более светлые с микротвердостью 85-95 МПа.

После 10 минут трения содержание аустенита не изменяется (30-35 %), но основной фон составляют мартенсит и зернистые карбиды. Отдельные образцы имеют участки схватывания, где на основном фоне мартенсита содержание ау стенита повышается до 60-80 %, исходная структура проявляется слабо. Неко торые образцы после такого длительного испытания (10 мин) имеют участки с высокой мнкротвердостыо (115-140 МПа) в виде так называемой белой зоны.

После 30 минут трения в структуре, содержащей 50-60 % аустенита, воз никают участки с темно-коричневой травимостью с микротвердостыо 50- МПа рядом с белыми нетравящимися высокотвердыми участками. Через 90 мин трения структура аналогична структуре после 30 мин испытания, но местами появляются характерные цвета побежалости красно-коричневого оттенка.

Установлено, что о процессе трения наряду с рассмотренными изменения ми структуры поверхностного слоя обнаруживаются критические условия, при чем в достаточно высоком интервале условий трения, когда существенно изме няется интенсивность изнашивания и осуществляется переход от интенсивного изнашивания к умеренному и наоборот. Для каждого материала имеются свои значения параметров критических условий. При этом иногда достаточно не большого изменения условий трения, чтобы резко изменилась интенсивность изнашивания.

Переход от интенсивного изнашивания к умеренному в условиях сухого или граничного трения связан с тем, что во время скольжения на поверхностях трения формируется окисная пленка, которая существенно снижает интенсив ность изнашивания за счет уменьшения поверхности непосредственно метал лического контакта и адгезионного взаимодействия поверхностей. Изнашива ние в присутствии окисных пленок получило название окислительного и харак теризуется малой интенсивностью процесса при установившемся режиме тре ния. В этом случае устанавливается динамическое равновесие двух конкури рующих процессов: образования окисных пленок, защищающих металлические поверхности от адгезионного взаимодействия, и разрушения (изнашивания) пленок под влиянием механического воздействия. Оба процесса развиваются по своим закономерностям и в зависимости от условий трения структура и свойст ва пленок могут существенно различаться.

Рассмотренное чередование периодов работы трибосистемы с высокой и малой интенсивностью изнашивания, наблюдаемое при работе металлических пар трения, характерно и для металлополимерных пар трения. В работе [8] изу чали кинетику процессов трения и изнашивания полимерных композиционных материалов на основе ПТФЭ. В процессе длительною испытания производили непрерывное измерение силы трения и износа образцов после 3, 6, 12 часов трения и далее через каждые 8 часов работы. На рис. 5.4 приведены зависимо сти интенсивности изнашивания и коэффициента трения от продолжительности испытания. Максимальное значение интенсивности изнашивания зафиксирова но после первых трех часов, минимальное - в интервале 6-12 часов. В процессе дальнейшего трения увеличение интенсивности изнашивания чередуется с ее уменьшением, не выходя за пределы максимального значения, полученного в течение первых 12 часов.

Рис. 5.4. Зависимость интенсивности изнашивания (1) и коэффициента трения (2) от продолжительности трения Наблюдаемые изменения интенсивности изнашивания связаны со струк турно-фазовыми изменениями в поверхностном слое полимерных образцов и пленки фрикционного переноса. В течение первых 3 часов идет разрушение ис ходной структуры, образование пленки фрикционного переноса, наибольшая в связи с этим потеря массы образцов. Далее происходит процесс формирования трибоструктур, включающий аморфизацию полимерной матрицы, синтез новых соединений (фторидов) и их накопление, а также самоорганизацию аморфной полимерной фазы с образованием слоистой структуры. Эти процессы приводят к значительному снижению интенсивности изнашивания. После 12 часов тре ния начинают преобладать процессы развития и накопления дефектов трибоси стемы и ее разрушения, которые вновь сменяются активизацией процессов об разования трибоструктур.

Другой характер имеет зависимость коэффициента трения от продолжи тельности трения. В начале работы коэффициент трения снижается, достигая минимального значения после 2 часов. Затем он увеличивается до максималь ного значения к 8 часам и далее постепенно понижается и колеблется около минимального примерно постоянного значения. Такой характер зависимости f() объясняется тем, что активное разупорядочение и разрушение исходной структуры полимерного композиционного материала в первые несколько часов трения обеспечивает быстрое снижение коэффициента трения. Затем упорядо чение и перестройка структуры поверхностного слоя, снижая интенсивность изнашивания, вызывает некоторое увеличение силы трения. Далее сила трения несколько снижается по мере увеличения концентрации антифрикционных на полнителей в поверхностном слое и стабилизируется.

Рис.5.5. Кривая непрерывной записи силы трения при установившемся режиме трения В режиме установившегося трения сила трения не остается строго посто янной. Непрерывная запись силы трения (рис. 5.5), переведенная в коэффици ент трения соответствующей тарировкой прибора при установившемся режиме трения, показывает, что максимальные значения коэффициента трения сменя ются минимальными через каждые 25-30 минут. При этом скорость увеличения и уменьшения параметра может значительно изменяться. Установленное изме нение во времени силы трения и интенсивности изнашивания отражает чере дующиеся изменения интенсивности одновременно протекающих процессов разрушения и формирования трибоструктур полимерного композиционного ма териала при трении. Колебательный характер процессов трения и изнашивания ПТФЭ и композиционных материалов на его основе наблюдался также автора ми работы [78]. Они связывают это явление с периодичностью повторяющихся циклов «тепловое расширение» - «износ» материала теплонагруженного по верхностного слоя.

5.3. ОБЩИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СТАЛИ В условиях трения металлов и сплавов в тонком поверхностном слое на блюдаются различные структурно-фазовые превращения, связанные с измене нием кристаллической решетки, образованием и растворением вторичных фаз (карбидов, нитридов и т.п.), развитием дефектов кристаллической решетки, диффузией элемента одного тела в другое и изменением их распределения, фа зовыми превращениями, кристаллизацией и т.д.

В процессе трения металлических твердых тел в результате деформаций и значительных температур в поверхностном слое образуются вакансии. Если в нормальных условиях концентрация вакансии обычно не превышает 10 19 см-3, то при трении концентрация вакансий увеличивается и достигает 2,5 10 21см-3.

Аналогично в процессе трения возрастает плотность дислокаций.

Установлено, что в процессе трения углеродистых и легированных сталей могут образовываться аустенит и мартенсит трения. Аустенит является следст вием нагрева поверхностного слоя выше критической температуры и вторичной закалки. Мартенсит появляется в результате превращений вторичного аустени та. Количество возникающего аустенита трения зависит от исходной структу ры, химического состава стали, концентрации -железа в аустените и давления под поверхностью. Из отпущенного мартенсита образуется «белый слой», не поддающийся травлению и имеющий очень высокую твердость.

Названные изменения структурно-фазового состояния и дефектов кристал лического строения связаны с процессами упрочнения и разупрочнения по верхностного слоя. Как правило, переход от интенсивного изнашивания к уме ренному сопровождается существенным поверхностным упрочнением. С целью изучения закономерностей развития процессов структурных превращений и изменения механических свойств поверхностного слоя в работе [25] исследова ли образцы цементованной и термически обработанной стали 18Х2НВА при трении в паре ролик-ролик. При этом наблюдались следующие превращения и изменения свойств.

1.1 При трении образуется вторичная структура - аустенит трения, в пер вую очередь, на участках поверхности с исходным остаточным аустенитом в виде обособленных однородных полей с вкраплениями игольчатого мартенси та.

1.2 В течение всего периода трения периодически чередуются повыше ние и снижение микротвердости. Этап резкого падения микротвердости обычно наблюдался спустя 20-30 минут после начала работы на трение. Этот этап сов падает со временем окончания распада исходного и остаточного ауетенита. С появлением новой структуры аустенита трения снова наблюдается резкий подъем микротвердости.

1.3 После достижения максимального значения микротвердости на каком то этапе работы на трение начинается разрыхление структуры, за которым сле дует резкое снижение твердости, что свидетельствует о начале разрушения.

На основании изложенного можно сделать вывод о том, что процесс тре ния сопровождается последовательными этапами относительно равномерного изнашивания. В начале наблюдается упрочнение до некоторого максимума, за тем, когда исчерпывается способность материала воспринимать пластическую деформацию, начинается резкое разупрочнение и разрушение (износ). Величи на износа и частота соответствующих максимумов при повторяющихся циклах (упрочнение, разупрочнение) зависят от природы материалов и условий трения.

Под термином «упрочнение» понимается формирование нового комплекса фи зико-механических свойств в материале, приводящего к повышению износо стойкости последнего, а не только к повышению одной твердости в результате вторичной закалки.

Упрочнение поверхности при трении происходит в результате пластиче ской деформации, фазовых (структурных) превращений и образования химиче ских со единений (окислов и др.). В условиях трения одновременно идут два конкурирующих процесса: на одних участках поверхности наблюдается упроч нение, на других – разупрочнение. Эти участки распределены по поверхности статистически равномерно.

Большое значение для понимания механизма и кинетики фазовых превра щений имеет метод непрерывного рентгенографического исследования поверх ностей трения. Сущность этого метода заключается в том, что в процессе тре ния проводится непрерывное рентгенографирование одного из элементов пары трения в точке, отстоящей от точки выхода контакте на определенное расстоя ние [25].

Для осуществления непрерывного рентгенографического исследования по верхностей трения сконструирована специальная установка (рис. 5.6). Пружин ный нагружающий механизм в зависимости от площади контакта образца 1 с вращающимся образцом 2 позволяет получить контактное давление до 40 МПа плавно или скачком. Испытуемый образец в виде ролика диаметром 30 мм вращается с частотой 2800 мин-1, скорость скольжения 4,4 мс-1, период одного цикла = 0,02 с. Снимая определенную точку поверхности, получали данные о структурном состоянии металла через 0,01 с после выхода из зоны контакта.

Зависимости содержания аустенита в поверхностном слое цементованной стали от времени трения и данные измерения коэффициента трения приведены на рис. 5.7. Установлено, что участки повышенных значений коэффициента тре ния соответствуют появлению на поверхности трения вюстита FеО. В осталь ное время на тех же участках наблюдаются окислы Fе2О3 и Fе3О4.

Рис. 5.6. Схема установки непрерывного рентгенографирования: 1 - образец с нагружающим устройством;

2-вращающийся образец;

3 - рентгеновская пленка;

4 - рентгеновские трубки;

5 - счетчики квантов;

6 - пересчетное устройство;

7 регистрирующее устройство Рис. 5.7. Зависимость содержания аустенита () и коэффициента трения (f) от продолжительности испытания Зависимость содержания аустенита имеет 2 периода с различной кинети кой структурных превращений: неустановившегося (первые 15-20 мин) и уста новившегося, квазистационарного периода.

Для первого периода характерно возрастание содержания аустенита. При этом наблюдается сужение линий рефлексов, вызванное снижением уровня микроискажений решетки и выделением углерода из мартенсита, выпадением и коалесценцией карбидов, совпадающих с началом образования окислов.

Второй период характеризуется постепенным уменьшением содержания аустенита. В то же время микроискажения решетки практически не изменяются или даже незначительно увеличиваются, количество карбидов и окислов про должает возрастать и достигает максимума.

После прекращения трения наступают более или менее резкие изменения хода рассмотренных кривых в зависимости от условий трения. Вначале резко, а затем плавно уменьшается содержание аустенита, возрастают искажения ре шетки. Количество окислов и карбидов остается без изменений.

Таким образом, структуры активного слоя во время трения и сразу после прекращения трения различаются весьма существенно. Формирование структу ры при трении определяется многими факторами, в том числе и короткими промежутками времени между двумя последовательными вхождениями в кон такт, положением температуры поверхности относительно температуры начала мартенситного превращения и пр.

В рассмотренных экспериментах период времени между двумя последова тельными вхождениями в контакт составляет примерно 0,02 с, а длительность нахождения в контакте при ширине площади последнего около 1 мм – 2510- с, т.е. в 100 раз меньше. Так как съемка производится через 0,01 с после выхода из контакта, то к этому моменту температура успевает заметно понизиться.

Достигаемая в контакте локальная температура очень высока, а усредненная температура остывающей поверхности падает ниже мартенситной точки. По этому возможен интенсивный распад аустенита, образовавшегося при нагреве в зоне контакта. Однако в ходе испытания температура поверхностного слоя по вышается, и распад аустенита тормозится.

Ужесточение режимов приводит к интенсификации процессов, выражаю щихся в более резком изменении содержания аустенита в начальный период и в скачкообразном структурном изменении при снятии нагрузки. При меньшем исходном содержании аустенита наблюдается увеличение его количества в ак тивном слое в начале испытания. С уменьшением контактного давления изме нение структуры протекает более плавно, но характер изменения остается тем же. При этом существенно, что преобладающим окислом становится магнетит Fе3О4, а количество вюстита FеО уменьшается.

Анализ результатов экспериментальных исследований позволяет выделить наиболее общие положения о структурно-фазовых превращениях при трении.

Формирование вторичной структуры при трении происходит в условиях импульсного приложения механических напряжений и теплоты, быстрой смены нагрева и охлаждения в рабочих микрообъемах металла.

Упругая и пластическая деформации происходят в условиях всестороннего неравномерного сжатия, что значительно облегчает внутрикристаллические сдвиги.

Формирование вторичной структуры определяется рядом факторов: часто той контактирования, длительностью нахождения в контакте и перегревом по верхности относительно мартенситной точки Мн и критической точки Ас фазо вого перехода.

Накопление теплоты в поверхностном слое способствует распаду аустени та, предельные значения времени и скорости нагрева, необходимые для завер шения распада аустенита в заданных условиях трения, можно определить по кривым распада аустенита.

После выхода из контакта поверхности трения покрываются окисной пленкой, при малых нагрузках пленка тонкая и светлая. По мере увеличения давления при трении пленка уплотняется, темнеет, становится коричнево черной, толщина ее увеличивается.

Мартенсит, феррит и карбиды (продукты распада аустенита) окисляются легче аустенита, поэтому после распада аустенита поверхность дополнительно окисляется и весь цикл повторяется.

5.4. ВТОРИЧНАЯ ЗАКАЛКА И ОТПУСК СТАЛИ Фазовые превращения при трении стали, и в частности вторичная закалка, как показали исследования, реализуются при следующих условиях.

1.1 На участках микроконтакта нагрев до температуры выше критической и охлаждение до комнатной температуры осуществляется с очень большой ско ростью.

1.2 Температура критических точек существенно понижается под влияни ем деформации.

1.3 Преобладание мелкодисперсной структуры, которая облегчает струк турные превращения: гомогенизацию аустенита, растворение и выделение кар бидов, происходящие микродиффузионным путем.

1.4 Скорость перехода мелкодисперсных карбидов и мартенсита в аусте нит значительно увеличивается вследствие того, что имеются готовые зароды ши аустенита, которыми являются участки остаточного аустенита во многих закаленных сталях [25].

Для обозначения структур, формирующихся в условиях трения, Б.Д. Гро зиным были предложены термины "аустенит трения" и «мартенсит трения».

Первый - для структуры, формирующейся в результате вторичной закалки в процессе трения, второй - для структуры мартенсита, образующегося в резуль тате превращения вторичного аустенита. Превращению -фазы (феррит) в фазу (аустенит) в процессе трения способствует большая поверхность сопри косновения фаз. Образовавшийся таким образом аустенит при последующем быстром охлаждении превращается в аустенит-мартенситную структуру с большим количеством аустенита.

Свойства формирующихся при трении структур зависят от свойств исход ных структур и от условий трения. Микротвердость аустенита трения, как пра вило, выше твердости исходного (остаточного) аустенита, при этом параметр решетки -фазы в поверхностном слое стали У10 увеличивается от 35,82 до 36,01 нм.

Важное значение для свойств структуры трения имеет устойчивость аусте нита. Повышенная устойчивость аустенита трения может быть обусловлена следующими факторами: при микродиффузионном превращении аустенит, об разовавшийся из исходного мартенсита, обогащен углеродом и карбидами;

многочисленные центры кристаллизации - мелкодисперсные карбиды раство рены в -фазе;

в условиях пластической деформации на контактирующих уча стках поверхности тормозится превращение аустенита в мартенсит.



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |   ...   | 7 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.