Структура и механизмы разрушения поверхностных слоев металлических материалов в экстремальных условиях трения и скользящего токосъема тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, доктор наук Фадин Виктор Вениаминович

• Фадин Виктор Вениаминович
• доктор наук
• 2022

Оглавление диссертации доктор наук Фадин Виктор Вениаминович

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность исследований

Степень разработанности темы

Цель и задачи

Научная новизна

Теоретическая и практическая значимость

Методология и методы исследования

Положения, выносимые на защиту

Степень достоверности, вклад автора и апробация

результатов исследования

Структура и объём диссертации

1 СВОЙСТВА МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ПРЕССОВАНИЕМ В ВОЛНЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ГОРЕНИЯ

1.1 Закономерности разрушения поверхностных слоёв металлических материалов при внешнем трении

скольжения (обзор)

1.2 Самораспространяющийся высокотемпературный синтез как способ получения композиционных материалов на основе

карбида титана

1.3 Свойства и структура композиционных СВС-материалов

1.3.1 Свойства композитов состава ТЮ-Ре, полученных

методом СВС

1.3.2 Свойства композитов составов ТЮ-металл после

прессования в волне технологического горения

1.4 О теплопроводности СВС-композитов состава ТЮ-Си-Ре

1.5 Заключение к разделу

2 О ВЗАИМОСВЯЗИ СТРУКТУРЫ СВС-КОМПОЗИТОВ СОСТАВА Т1С-МЕТАЛЛ И ИХ ХАРАКТЕРИСТИК КОНТАКТА В УСЛОВИЯХ ГРАНИЧНОГО ТРЕНИЯ

2.1 Влияние первичной структуры на механизм разрушения поверхностей трения двухуровневых СВС-материалов при

давлениях менее 100 МПа

2.2 Средняя температура контакта СВС-композитов

2.3 Граничное трение двухуровневых композитов состава ТЮ-металл

при контактных давлениях более 100 МПа

2.4 Заключение к разделу

3. СТРУКТУРА СПЕЧЁННЫХ ТРЁХУРОВНЕВЫХ МАТЕРИАЛОВ И ИХ ГРАНИЧНОЕ ТРЕНИЕ ПРИ ВЫСОКОМ ДАВЛЕНИИ В КОНТАКТЕ

3.1 Триботехнические характеристики композитов с трехуровневой иерархией первичной структуры при нагрузках выше 100 МПа

3.2 Работоспособность материалов с иерархической трехуровневой структурой в условиях высоких нерегулярных механических нагрузок (реальные условия эксплуатации)

3.3 Заключение к разделу

4 СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПОВЕРХНОСТЕЙ КОНТАКТА

СПЕЧЁННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ, СОДЕРЖАЩИХ ГРАФИТ, ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ТРЕНИЯ И ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ТОКА

4.1 Работоспособность каркасных композитов на основе переработанной стали ШХ15 в условиях трения скольжения

4.2 Выбор некоторых входных параметров для трибосистемы

со скользящим токосъёмом

4.2.1 Влияние полярности тока на характеристики контакта

4.2.2 О концентрации меди в токосъёмных композитах

для сухого скольжения с высокой контактной плотностью тока

4.2.3 Влияние температуры спекания и давления в контакте на износ композитов при сухом скольжении с высокой плотностью тока

4.2.4 Изменения структуры поверхностного слоя композитов

на основе стали ШХ15 при изменении скорости скольжения

4.3 Характеристики контакта и структурные особенности поверхностных слоёв металлических графитсодержащих композитов при разных соотношениях меди к стали

в первичной структуре

4.3.1 Особенности изнашивания композитов

состава Си-графит-Ре(ШХ15)

4.3.2 О фазовом и элементном составе трибослоёв композитов

составов Си-графит-Ре(ШХ15)

4.4 Структурные изменения поверхностных слоёв и характеристики контакта металлических графитсодержащих композитов под воздействием

трения и электрического тока

4.4.1 Характеристики контакта композитов состава Си-графит-металл под воздействием трения и электрического

тока высокой плотности

4.4.2 Особенности формирования структуры поверхностных слоёв графитсодержащих композитов при сухом скольжении

с токосъёмом

4.4.3 О фазовых составах трибослоёв спечённых

металлических композитов

4.5 Удельное электросопротивление трибослоя металлического графитсодержащего композита при скольжении

под током высокой плотности

4.6 Мощность внешнего воздействия на пятнах фактического

контакта графитсодержащих металлических композитов

4.7 Заключение к разделу

5 ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИИ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЁВ БЕЗГРАФИТОВЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ТОКА ВЫСОКОЙ КОНТАКТНОЙ ПЛОТНОСТИ В УСЛОВИЯХ СУХОГО ТРЕНИЯ

5.1 Характеристики скользящего электроконтакта спечённых композитов составов Си^е(сталь ШХ15) и их связь с фазовым

и химическим составом контактного слоя

5.2 Структурные изменения контактных слоёв цветных металлов

при нагружении трением и электрическим током

5.3 Особенности структуры и разрушения трибослоёв сталей под воздействием электрического тока в условиях скольжения

без смазки

5.4 О средней температуре поверхности трения и мощности внешнего воздействия на пятнах контакта безграфитовых металлических материалов при сухом скольжении

с токосъёмом

5.5 Заключение к разделу

6 СТРУКТУРА И РАЗРУШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЁВ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ЭЛЕКТРОТОКА В ПРИСУТСТВИИ ЖИДКОЙ МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ СРЕДЫ МЕЖДУ КОНТАКТНЫМИ ПОВЕРХНОСТЯМИ

6.1 Особенности вольтамперной характеристики скользящего контакта

при появлении расплава РЬ^п в контактном пространстве

6.2 Расчёт токосъёмной площади при введении расплава

РЬ^п в контактное пространство

6.3 Структура поверхностных слоёв металлических композитов

при скольжении с расплавом РЬ^п в контактном пространстве

6.4 Оценка эффективности влияния жидкого металла как граничной смазки между контактными поверхностями на

износостойкость

6.5 Заключение к разделу

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЯ

УСЛОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ

v - скорость скольжения (м/с) t - время скольжения L - путь трения L=vt [км] N - нормальная нагрузка в контакте (Н) HB - твёрдость по Бринеллю

Ar - фактическая площадь касания в контакте (см2); Aa - номинальная (геометрическая) площадь контакта (см2); p - давление в контакте p=N/Aa (МПа); F - сила трения F=fN (Н) f - коэффициент трения i - ток в контакте (А); U- контактное падение напряжения (В); j - плотность тока в контакте j=i/Aa (А/см2);

rs-1 - удельная поверхностная электропроводность контакта rs-1=j/U (См/см2); A - работа сил внешнего воздействия в контакте (Дж)

A=Fvt (без тока) или A=Fvt+iUt ( с током) ; q - удельная мощность внешнего воздействия в контакте

q=Fv/Aa=fpv (без тока) q=(Fv+iU)/Aa (с током в контакте) ; qr- удельная мощность внешнего воздействия на площади Аг (Вт/см2);

q=Fv/Ar (без тока) q=(Fv+iU)/Ar (с током в контакте) ; X - теплопроводность материала;

T - температура боковой стороны токосъёмного материала; Ts - средняя температура контакта;

Z2 - доля мощности внешнего воздействия, диссипированной в образце

Z=(X grad T+q3)/q, где grad T есть градиент температуры в зоне контакта образца,

q3 - удельная мощность внешнего воздействия, направленная на разрушение

поверхностного слоя образца; Ih - линейная интенсивность изнашивания (мкм/км); Ih=h/L, где h есть изменение

высоты образца на дистанции скольжения L; ои - предел прочности при изгибе; атс, aFe, aCu,- параметры решётки TiC, Fe и Cu; W- мощность внешнего воздействия(W=f N v или W=f N v+iU); tw - ширина дорожки износа;

Квз - коэффициент взаимного перекрытия (отношение номинальных площадей

образца и контртела); АщК - отношение интегральной интенсивности I111 рентгеновского пика (111)Fe к сумме интенсивностей пиков FeO (АгцК=I111(ГЦК-Fe)/[(I111(FeO)+I200(FeO)]) параметр, введённый для оценки влияния ГЦК-железа в трибослое на Ih Aw - удельная работа разрушения поверхностного слоя, Aw=Z2 А/V, где V есть объём разрушенного поверхностного слоя на пути трения L

ВВЕДЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структура и механизмы разрушения поверхностных слоев металлических материалов в экстремальных условиях трения и скользящего токосъема»

Актуальность исследований

Необходимость создания объектов новой техники, узлы трения которых должны работать в тяжёлых условиях (вакуум, пониженные и повышенные температуры, высокие скорости и нагрузки, агрессивные среды, сильная радиация и т.п.), повышает требования к материалам пары трения - подшипникам, тормозам, передаточным устройствам, уплотнениям и пр. Это указывает на актуальность работ, направленных на создание новых функциональных триботехнических материалов или на создание новых трибосочетаний известных материалов для оснащения узлов трения с высокой износостойкостью. Однако успехи в создании таких материалов или таких узлов трения и обеспечение оптимальных условий их эксплуатации зависят от достаточно глубокого понимания механизма трения и износа [1-7].

Триботехнические материалы имеют, как правило, композиционную первичную структуру. Такая структура получена обычно методами порошковой металлургии, в первую очередь, методами спекания в вакууме, в инертном газе и т.п. Новизна этих методов практически исчерпана, поэтому новые функциональные материалы должны иметь новые особенности первичной структуры или структуры контактного слоя, или должны быть получены способами, имеющими отличительные особенности, или иметь новые приложения с нестандартными условиями трения, например, трения с высоким внешним энергетическим воздействием на поверхностный слой. Материалы, назначенные для трения в этих условиях, обычно имеют предварительно упрочнённый контактный слой с целью повышения его предела текучести и создания квазиупругого контакта [8-25]. Однако в некоторых случаях внешнее воздействие вызывает неизбежную пластическую деформацию поверхностного слоя, приводящую к его сдвиговой неустойчивости на макромасштабном уровне и к износу материала. Изучение закономерностей и особенностей поведения материалов в этих экстремальных условиях трения представляет научный и практический интерес. Результаты таких исследований могут быть полезны при

поиске путей создания новых функциональных материалов для этих условий. Поэтому актуальность таких работ не вызывает сомнений.

Степень разработанности темы

Трение и износ были объектами изучения многих исследователей из разных стран, например, И.М. Федорченко [1], А.В. Белый [5], И.В. Крагельский [6], А.В. Чичинадзе [7], В.Е. Панин [9], Н.К. Мышкин [12], Б.И. Костецкий [22], P.J. Blau [26], F.P. Bowden and D. Tabor [27] и др. Предметами их изучения были различные процессы в зоне контакта, т.е. типы деформации поверхностного слоя, механохимические процессы, структурные изменения при трении и механизм разрушения поверхностного слоя, их взаимосвязь со структурой материала, износом и т.п. Результаты этих исследований позволяют заключить, что в общем случае, износостойкость является основным показателем применимости и функциональности материалов, предназначенных для трения. Обычно [2-4] высокая износостойкость материала достигается в случае стабилизации структуры контактного поверхностного слоя. Часто стабильность структуры поверхностного слоя создается за счёт его упрочнения путем введения легирующих элементов или упрочняющих твёрдых фаз, или аналогичного упрочнения первичной структуры материала (и, одновременно, увеличения прочности поверхностного слоя при сдвиге) с целью создания упругой деформации на пятнах контакта [1,2,5]. Другой способ создания упругого взаимодействия на пятнах контакта - введение граничной смазки в контактное пространство. В этих условиях микрообъёмы, прилегающие к пятнам контакта, деформируются упруго и разрушение поверхностного слоя происходит в условиях многоцикловой усталости, что проявляется как высокая износостойкость. В этом случае экстремальные условия изнашивания часто отсутствуют и интенсивность изнашивания иногда можно предсказать на основе некоторых теорий износа [6-8] и др. Но в целом следует учитывать, что высокая износостойкость проявляется в условиях удовлетворительной релаксации напряжений в поверхностном слое. Такая релаксация возможна (но не всегда), например, если реализовать высокую локальную пластичность в зоне

концентраторов напряжений поверхностного контактного слоя в процессе трения [6,9].

Экстремальные условия трения характеризуются, прежде всего, высоким энергетическим воздействием на поверхностный слой. Энергетический поток может иметь различную природу, т.е. он может быть произведён механическими факторами (например, высоким контактным давлением, высокой скоростью скольжения и т.п.) [1,10] или электрическим током высокой контактной плотности [1,11,12]. Другие энергетические поля также могут присутствовать в зоне трения, например, магнитные [13-16], тепловые [17-20], радиационные [21] и т.п.

Обычно сильное энергетическое воздействие на поверхностный слой приводит к его структурным изменениям, которые являются следствием релаксации напряжений. Этот структурно-измененный слой имеет разные названия - вторичные структуры [1,22-25], трибослой [17,26], вызванные контактом структуры [27] и другие [28,29]. Известно [1], что износостойкость полностью определяется свойствами слоя вторичных структур. Установление взаимосвязи между свойствами вторичных структур и износостостойкостью всегда являлось необходимой задачей, решить которую пытались в работах [3,4,30] и др., но однозначное решение не было найдено. Из общих соображений был сделан вывод о том, что высокая износостойкость реализуется при высокой структурной стабильности поверхностного слоя [1,4, 6,22-25 и др.]. Поэтому стабилизация структуры поверхности трения должна быть основной целью трибологии. Но устойчивость структуры зависит от многих входных параметров трибосистемы - контактного давления, скорости скольжения, первичной структуры материала, окружающей среды (вида смазки) и т.п. Поэтому определение возможности достижения высокой износостойкости сводится к поиску соответствующего набора входных параметров и способов снижения неустойчивости поверхностного слоя при увеличении разрушающего параметра внешнего воздействия, способного создать высокую плотность энергии в пятнах контакта.

Структурная стабильность поверхностного слоя обеспечивается упрочняющими обработками [31,32], но с учётом специфики трения. Высокая плотность внешней энергии реализуется при трении с большими скоростями скольжения или с высокими контактными давлениями, особенно без смазки. Высокое давление в контакте требует от материала, в первую очередь, высокую объёмную прочность, что обеспечивается путем создания композитов с высокомодульными структурными составляющими [1,33].

Одной из основных тенденций в развитии антифрикционных материалов, предназначенных для трения при высоких механических нагрузках, является создание гетерофазной структуры с целью обеспечения оптимального распределения напряжений. Важными показателями такого гетерофазного материала должны быть высокие прочность на сжатие и усталостная прочность, высокие теплопроводность и стойкость против термической деградации, низкая стоимость и хорошая обрабатываемость, способность формировать низкие коэффициент трения и интенсивность изнашивания [33]. Однако трение при высоких давлениях требует применения материалов с высокой твердостью, которая может быть достигнута созданием композитов, имеющих высокомодульные наполнители (карбиды, нитриды, бориды переходных металлов) в металлической матрице. Такие материалы имеют ограниченную обрабатываемость. Технология изготовления таких композитов должна не допускать появления растворов и химических соединений на межфазной границе. Кроме того, износостойкость увеличивается при уменьшении размера частиц высокомодульного наполнителя [1]. Вероятным способом, который удовлетворяет этим условиям, является метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) карбида титана [34] вследствие кратковременности реакции. Возможности этого способа и свойства СВС-материалов следует изучить.

Скольжение при низком контактном давлении, но с высокой плотностью энергии в пятне контакта можно реализовать при пропускании электрического тока через скользящий контакт, особенно без смазки. В этом случае выделяется большое количество джоулевой теплоты, что приводит к заметному уменьшению

предела текучести материала поверхностного слоя, усилению адгезии в контакте и активации химических реакций. Появляется большое количество концентраторов напряжений в поверхностном слое. Релаксация напряжений в окрестности этих концентраторов наиболее просто должна произойти за счёт пластических микросдвигов [9]. Если поверхностный слой предварительно упрочнён или упрочняется в процессе скольжения, то быстрая релаксация напряжений локальными пластическими сдвигами затруднена. Поэтому релаксация напряжений в упрочнённом слое часто происходит сразу на высшем структурном уровне деформации, т.е. за счёт возникновения трещины и такой поверхностный слой быстро разрушается, что наблюдается как высокая интенсивность изнашивания. Такие режимы трения, когда микрообъёмы в пятнах контакта и в их окрестности испытывают, в основном, пластическую деформацию, следует считать экстремальными, т.к. поверхностный слой деформируется в условиях малоцикловой усталости и его устойчивость к сдвигу на макромасштабном уровне ограничена. Изучение поведения материала и достижение его высокой износостойкости в таких условиях представляет большой научный и практический интерес.

Управление характеристиками трибосистемы, достижение устойчивости поверхностного слоя к макросдвигу и стабилизация его структуры часто достаточно эффективно осуществляется путем выбора первичной структуры контактирующих материалов, т.е. заданием конструкции материала, взаимного расположения и состава структурных составляющих, а также и механической прочностью межфазных границ. Конструкции известных износостойких материалов и номенклатура их структур недостаточно полно соответствуют многообразию условий трения. Поэтому представляет интерес изучить возможности создания материалов с первичной (начальной) структурой, способной обеспечить минимальный износ путём формирования соответствующей структуры материала поверхностного слоя. Необходимым этапом для продвижения в этом направлении является изучение закономерностей самоорганизации поверхностного слоя, когда структурные изменения,

происходящие под влиянием внешнего высокоэнергетического воздействия на пятно контакта при скольжении, приводят к формированию его квазиравновесного структурного состояния. Экстремальное внешнее воздействие может быть задано любым способом, в частности, высоким механическим давлением, высокой скоростью скольжения, электрическим током высокой плотности и т.п. Структурные изменения поверхностного слоя должны быть изучены во взаимосвязи с функциональными характеристиками трибосистемы вплоть до достижения критического (предельного) состояния материала поверхностного слоя, когда его сдвиговая устойчивость близка к нулю. Это позволит продвинуться в решении актуальной задачи оптимизации состава первичной структуры материала и создания удовлетворительно совместимой пары трения.

Цель и задачи

Целью настоящей работы является экспериментальное установление закономерностей изменения структуры пластически деформируемых поверхностных слоёв металлических материалов во взаимосвязи с их первичной структурой и их контактными характеристиками в условиях высокоэнергетического воздействия трением или трением с токосъёмом. Для достижения цели необходимо решить следующие задачи:

1. Выяснить закономерности разрушения поверхностных слоёв металлических композитов, содержащих ТЮ, в зависимости от заданной структуры и теплопроводности металлической матрицы при граничном скольжении под высоким давлением.

2. Установить взаимосвязь структуры поверхностных слоёв металлических графитсодержащих композитов и механизмов их разрушения под воздействием электрического тока экстремально высокой плотности при сухом скольжении.

3. Провести анализ роли первичной структуры в скорости разрушения контактных слоёв металлических материалов при трении под воздействием экстремальных контактных давлений или токовых нагрузок.

4. Найти особенности структуры поверхностных слоёв, обусловливающие их высокую сдвиговую устойчивость на макромасштабном уровне при приближении к предельным состояниям под воздействием тока.

5. Определить возможность снижения износа в контакте путём изучения характера контактного взаимодействия металлических композитов в присутствии модельной жидкометаллической среды между поверхностями трения.

Научная новизна

1. Обнаружена аномальная концентрационная зависимость теплопроводности композитов, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) и предложен расчёт теплопроводности, позволяющий составить новую трактовку этого явления.

2. Показана взаимосвязь между триботехническими характеристиками, теплопроводностью и особенностями структуры СВС-композитов, что послужило основой создания нового композита с иерархической структурой, проявившего высокую износостойкость при скольжении с экстремально высоким давлением.

3. Установлено, что удельная мощность на пятнах контакта, приводящая к предельному состоянию поверхностного слоя при граничном трении с высоким контактном давлением и со скоростью менее 1 м/с, не превышает 0,1 МВт/см2. Предельное состояние поверхностного слоя при сухом скольжении со скоростью 5 м/с под воздействием электрического тока достигается при удельной мощности на пятнах контакта в пределах (0,4-1) МВт/см2.

4. Представлена закономерность, согласно которой первичная структура, упрочненная твёрдыми растворами или химическими соединениями (интерметаллидами и т.п.) проявляет низкую прочность в зоне контакта и разрушается в зависимости от условий триботехнического нагружения по разным механизмам, в частности, вследствие неограниченного пластического течения, образования трещин при адгезии и т.п.

5. Установлено, что при сухом скольжении с плотностью тока в пределах 2070 А/см2 и при удельной мощности менее 0,3 МВт/см2 в пятнах контакта первичной структуры происходит структурное превращение как способ релаксации напряжений и образуется трибослой, толщина которого увеличивается при увеличении плотности тока. В материалах с упрочненной первичной структурой формируется трибослой с большой толщиной (до 50 мкм) и с высокой концентрацией несплошностей (пор, трещин и т.п.) в предельном структурном состоянии. Предложена полуэмпирическая оценка удельного электросопротивления трибослоя после скольжения с токосъёмом и установлено, что оно может превышать удельное электросопротивление первичной структуры более, чем в 70 раз.

6. Показано, что средняя температура контакта материалов с упрочнённой первичной структурой выше, чем температура контакта чистых материалов. Эта температура не превышает 350оС в предельном состоянии трибослоя при сухом скольжении с токосъёмом, но в предельном состоянии поверхностного слоя при граничном трении под высоким давлением принимает значения более 400оС.

7. Отмечено, что на поверхности трения часто наблюдаются следы вязкого пластического течения и признаки образования жидкости. Этот эффект плавления контактного слоя проявляется вследствие его пластической деформации, эффективно способствует релаксации напряжений, т.к. соответствует высокой устойчивости трибослоя к сдвигу на макромасштабном уровне. Плавление является признаком образования диссипативной структуры и наблюдается наиболее явно в контакте теплопроводных материалов на основе меди.

8. Установлено, что имитация эффекта плавления контактного слоя путём введения расплава олова и свинца в контактное пространство приводит к некоторому увеличению износостойкости, но расплав не защищает поверхностный слой от пластической деформации и не приводит к заметному увеличению его устойчивости к макросдвигу.

Теоретическая и практическая значимость

Полученные данные имеют фундаментальную направленность и вносят существенный вклад в понимание закономерностей контактного взаимодействия пластически деформируемых поверхностных слоёв в процессе скольжения. Найденные взаимосвязи первичной структуры, структурных изменений поверхностного слоя и износостойкости расширяют представления о физических механизмах разрушения поверхности трения и позволяют более обоснованно предсказать эффективность применения какого-либо материала в тяжелых режимах трения.

Приведены обоснования того, что материал, первичная структура которого упрочнена легированием или фазами, не способен к быстрой релаксации напряжений за счёт пластической деформации или других механизмов и формирует сдвигонеустойчивый поверхностный слой, который разрушается быстрее поверхностного слоя неупрочненного материала в лабораторных и промышленных условиях.

Разработан новый способ получения низкопористых матричных композитов на основе карбида титана с металлической связкой путём прессования в волне технологического горения. Обоснована возможность их применения в качестве несущей структурной составляющей для создания композитов с иерархической структурой, пригодных к применению в тяжелых условиях буровой скважины. Представлена иерархия первичной структуры такого композита.

Изучена взаимосвязь условий трения, характеристик контакта и состава каркасного спечённого композита на основе стали ШХ15, восстановленной из шлифовального шлама. Разработана технология получения самосмазывающихся втулок из такого композита для тормозной системы ж/д вагонов.

Впервые экспериментально показан эффект плавления поверхности трения под воздействием электрического тока вследствие пластической деформации трибослоя. Отмечено, что к настоящему времени это наблюдается только при скольжении с токосъёмом и является одним из удовлетворительных способов релаксации напряжений, т.к. износостойкость вполне высокая. Однако

осуществление модельного скольжения со специально созданным расплавом легкоплавких металлов в контактном пространстве в условиях токосъёма привело к выводу о том, что уменьшение напряжений с помощью такого расплава в поверхностном слое неэффективно, несмотря на увеличение износостойкости.

Результаты работы позволяют выработать рекомендации для выбора первичной структуры новых токосъёмных материалов, износостойких при сухом скольжении с плотностью тока более 100 А/см2, что должно быть полезным при разработке щеток малогабаритного электродвигателя с высокой мощностью.

Методология и методы исследования

Основой методологии служили сведения о процессах в поверхностном слое при трении, полученные разными исследователями, представленными в списке литературы. Главным процессом считается пластическая деформация поверхностного слоя. В работе применены рентгеновский микроанализ, растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, Оже-спектроскопия, оптическая металлография, методики измерения твердости и микротвердости и другие стандартные методики. Материалы для исследований получены стандартными и оригинальными способами и представлены в тексте настоящей работы. Схемы триботехнических сопряжений также являются стандартными.

Диссертация по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует п.1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и давления», а также п.7 «Технические и технологические приложения физики конденсированного состояния» паспорта научной специальности 01.04.07 - физика конденсированного состояния.

Положения, выносимые на защиту: 1. Закономерности разрушения поверхностных слоёв композитов, содержащих СВ-синтезированный ТЮ, заключающиеся в том, что иерархическая первичная структура композита и высокая теплопроводность наполнителя являются

основными факторами, способствующими эффективной релаксации напряжений, снижению адгезии и достижению удовлетворительной прочности поверхностного слоя при предельно высоких контактных давлениях в условиях граничного трения.

2. Структурные превращения в поверхностном слое металлических графитсодержащих композитов под воздействием электрического тока повышенной плотности при сухом скольжении по закаленной стали, заключающиеся в образовании композиционного трибослоя, содержащего исходные фазы и вюстит ^еО) и допускающего быструю релаксацию напряжений, что проявляется как удовлетворительная прочность трибослоя при сдвиге на макромасштабном уровне.

3. Особенность структурных изменений поверхностных слоёв металлических материалов при скольжении под воздействием тока, заключающаяся в том, что сосуществование FeO и вязкой жидкости на поверхности трения обеспечивает удовлетворительную релаксацию напряжений в пятнах контакта и высокую устойчивость поверхностного слоя к сдвигу на макромасштабном уровне.

4. Проявление эффекта плавления поверхности трения, указывающего достижение максимального значения работы разрушения поверхностного слоя в заданном режиме трения и обеспечивающего снижение тепловых параметров скользящего электроконтакта при приближении к режиму катастрофического изнашивания.

5. Характер контактного взаимодействия в присутствии расплава свинца и олова в зоне трения металлических композитов при наложении электрического тока, обусловливающий хрупкое разрушение структурных составляющих и образование трибослоя без признаков формирования многоуровневой структуры, а также без заметного увеличения сдвиговой устойчивости на макромасштабном уровне в сравнении со сдвиговой устойчивостью трибослоя в сухом контакте.

Степень достоверности, вклад автора и апробация результатов исследования

Достоверность полученных результатов исследования обеспечена корректностью постановки задачи, большим набором взаимосвязанных экспериментальных данных, использованием современных экспериментальных методов исследования и аппаратуры, хорошей воспроизводимостью результатов и согласованностью установленных закономерностей между собой и с общими физическими представлениями.

Основной вклад в представленные исследования автор внес лично, в частности, постановку идеи экспериментов и их техническое оформление, а также обработку полученных данных, написание статей и представление докладов. Все пункты диссертации и выводы автор сформулировал самостоятельно.

Основное содержание работы изложено в 47 публикациях, из них 26 статей в журналах, рекомендованных ВАК РФ, 5 статей в зарубежных изданиях, включенных в базы данных Scopus и Web of Science, 8 патентов РФ, остальные - в сборниках материалов российских и зарубежных конференций различного уровня.

Основные результаты и положения диссертации были доложены на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: 1 Всес. симп. по макрокинетике и химической газодинамике (Черноголовка, 1984); 6 Всес. конф. по горячему прессованию (Новочеркасск, 1985); Всес. конф. «Современные проблемы триботехнологии» (Николаев, 1988); Всес.конф. «Износостойкость машин» (Брянск,1991); межд. науч. практ. сем. «ТРИБОЛОГ 10М, SLAVIANTRIBO-1» (Рыбинск, 1993); Int. conf. «Deformation and Fracture» (Kosice, 1996); Int. conf. "Tribotechnics in theory and practice" (Praha, 1997); 4 Sino-Russian Simp. «Advanced materials and processes» (Beying, 1997); науч.-практич. конф. «Транссиб-99» (Новосибирск, 1999); научно-тех. конф. «Надёжность машин» (Минск, 2001); межд. конф. «Новые перспективные материалы и технологии их получения» (Волгоград, 2004); Int. conf. "Balttrib-2005" (Littuania, 2005); III Межд. науч-тех-. конф. «Современные проблемы машиностроения» (Томск, 2006); 16

Межд. конф. «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2006); V Межд. технол. конгресс «Военная техника, вооружение и современные технологии при создании продукции военного и гражданского назначения» (Омск, 2007); межд. конф. «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Москва, 2007); International Scientific Conference «Balttrib-2007» (Kaunas, Lithuania, 2007); Межд. школа-семинар «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике», (Томск, 2008); 8 Межд.конф. «Трибология и надёжность».(С-Петербург, 2008); 3 межд. конф. «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Москва, 2009); Межд. конф. по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, (Томск, 2011); VIII Межд. науч. школа-конференция «Фундаментальное и прикладное материаловедение», (Барнаул, 2011); V международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», (Москва, 2013); Межд. конф. «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций», (Томск, 2016); VII межд. конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», (Москва 2017); Межд. конф. «Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций», (Екатеринбург , 2018), Межд. конф. «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций», (Томск, 2019); Межд. конф. «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций», (Томск, 2020).

Список литературы диссертационного исследования доктор наук Фадин Виктор Вениаминович, 2022 год

- Ре

V- _______

->__

0 100 200 300 400

глубина, нм

г)

Рисунок 5.5 - Распределение химических элементов по глубине контактного слоя после трения при контактной плотности тока/>210 А/см2: Си-20 %Fe (а), Си-50 (б), Си-20 %ШХ15 (в), Си-50 %ШХ15 (г) [165]

Углерод появляется, в основном, в результате переноса от стального контртела, поэтому должен быть в аморфном состоянии. Примесные атомы других элементов присутствуют в небольшом количестве, и не способны образовать фазы с большой массой, т.е. не влияют существенно на состав трибослоя и на характеристики контакта. Высокая концентрация оксида FeO, несмотря на его относительно высокое удельное электрососпротивление (около

103 мкОм м [188]), позволяет достигать более высокой электропроводности т,-1 контакта композитов в сравнении с т- композитов с низкой концентрацией железа или стали Си-Гр-10 %Fe(ШХ15), трибослои которых практически не содержат вюстит. Не исключено, что повысить износостойкость композитов этого состава можно путём предварительного насыщения поверхностного слоя кислородом до 2-8 вес.% (пример - композиты состава Си-(4-14) вес.0/(^е [189]).

В общих чертах можно отметить, что распределение элементов (рисунок 5.5) соответствует следующим характеристикам контакта: т,-1-300 См/см2, /а~10 мкм/км при у<300 А/см2. Такие же структурные и функциональные параметры контакта реализуются при трении композитов Си-графит-(40-10) %%Ре, проявивших наиболее высокие характеристики контакта среди графитсодержащих материалов. Изменение концентрации структурных составляющих, их природы или других технологических параметров (температура спекания, пористость и т.п.) не приводит к заметному увеличению электропроводности и износостойкости. Не исключено, что увеличение концентрации железа и кислорода в контактном слое выше 40 ат.% (рисунок 5.5), приводит к удалению вюстита в составе частиц износа. Т.е. существует некоторый предел концентрации оксида FeO, который является следствием самоорганизации трибосистемы. Этот предел концентрации FeO порождает предел в характеристиках контакта, которые выше представлены в виде т- -300 См/см2, Ь ~ 10 мкм/км при у<300 А/см2. Поэтому осуществление заметного увеличения плотности тока ус, при которой начинается катастрофическое изнашивание в данных условиях трения, за счёт изменения состава контактирующих тел может быть трудным или невозможным.

Качественное и количественное поведение характеристик контакта т- и у безграфитовых композитов (рисунок 5.1) не отличаются заметно от поведения характеристик т,-1 и у графитсодержащих композитов (рисунок 4.10). Сопротивление т1 зависит от значения токопроводящей площади непосредственного контакта, элементного и фазового состава контактного слоя. Рельеф контактной поверхности, характеристики контакта, элементный и

фазовый состав контактного слоя безграфитовых композитов и композитов Си-Гр-(40-10) %%Ре близки, поэтому не следует ожидать заметного различия в значениях удельной мощности внешнего воздействия qr=Z2•(f•v•+i1•U/N)•HB1 на пятнах контакта безграфитовых композитов и композитов Си-Гр-(40-10) Эта удельная мощность на пятнах контакта должна иметь численное значение того же порядка, как на рисунке 4.29, т.е. qr < 2 МВт/см2.

В заключение можно отметить, что релаксация напряжений в поверхностном слое безграфитовых композитов происходит за счёт пластической деформации и образования трибослоя толщиной менее 20 мкм. Пластическая деформация контактного слоя протекает быстрее в безграфитовых композитах, чем в графитсодержащих композитах. Высокая скорость пластической деформации проявляется в образовании вязкой жидкости, способствующей увеличению площади фактического контакта и, соответственно, увеличению электропроводности контакта. Кроме того, структурное состояние контактного слоя безграфитовых композитов после его нагружения трением и электрическим током может характеризоваться присутствием большого количества FeO, который способствует достижению удовлетворительных характеристик контакта.

5.2 Структурные изменения контактных слоёв цветных металлов при нагружении трением и электрическим током

Из данных, приведённых выше, следует, что структурное состояние трибослоя, позволяющее достичь некоторой низкой интенсивности изнашивания, легче достигается в композитах, содержащих более 50 об.% меди в первичной структуре. Также было показано, что низкая концентрация химических элементов и фаз в структурных составляющих первичной структуры способствует улучшению характеристик контакта. Очевидно, что первичная структура чистых металлов имеет более простой состав, чем композит Си-металл. Поэтому представляется целесообразным изучить поведение меди в скользящем электроконтакте, определить структурные изменения её контактного слоя и провести сравнение её триботехнических характеристик с характеристиками

других металлов после нагружения их трением и электрическим током. Для этого исследования применялись металлы, представленные в таблице 5.2. Образцы меди, никеля и никелида титана (№50,5Т^ были получены путём прокатки в ручьевом прокатном стане при комнатной температуре. Прокатка МТ проведена после нагревания до температуры 750оС. Образцы титана были вырезаны из цилиндрического стержня, находившегося в состоянии поставки с завода-изготовителя.

Таблица 5.2 - Основные параметры зоны скользящего электроконтакта цветных металлов в начальной стадии катастрофического изнашивания [190,191]

Свойство\металл Медь М1 Никель Н0 Титан ВТ1-0

НВ, ГПа 1,1 1,7 2,91 6[193]

р, мкОм м 0,018 0,073[162] 0,55[162] 1 [191]

X, Вт/м К 400 [162] 70 [162] 15 [162] 1 [192]

а(элемента), нм 0,3616 0,3524 а^-м=0,3563-0,3600 а=0,2948 нм, с=0,4689 нм -

арю, нм 0,4306 0,4301 - -

аре, нм 0,2876 0,2880 - -

г^-1, См/см2 330 290 190 87

1с, А/см2 320 240 370 190

Ьс, мкм/км 10 22 36 33

Характер контактного взаимодействия отчасти проявляется в поведении токовой зависимости электропроводности и износостойкости. Видно (рисунок 5.6, а), что удельная поверхностная электропроводность Гц-1=уи контакта металлов увеличивается до некоторого значения. Максимальная электропроводность г-контакта металлов соответствует точке перегиба ВАХ и резкому увеличению интенсивности изнашивания !у1 (рисунок 5.6, б). Видно, что электропроводность контактов меди и никеля примерно одинаковы, но катастрофическое изнашивание никеля начинается при трении с более низкой контактной плотностью тока j. Кроме того, никель имеет более высокую интенсивность изнашивания.

Титан формирует контакт с относительно низкими электропроводностью и износостойкостью по сравнению с медью и никелем, но его катастрофическое

изнашивание начинается при высокой j. Никелид титана проявляет низкую г;1 и высокую Ь. Это связано с различием структур поверхностного слоя. Сухое скольжение меди по стали без тока приводит к тому, что основная часть поверхности скольжения покрыта черной окисной плёнкой (рисунок 5.7,а). Адгезия наблюдается на небольших секторах поверхности трения, где присутствует медь. Это указывает на слабое общее адгезионное взаимодействие медного образца и стального контртела при скольжении без тока. Пластическая деформация поверхностного слоя незначительна и трибослой не образуется.

-1 2 г5 , См/см

300

200

100

100 200 300 400 А/см' а)

мкм/км

100 200 300 б)

400 I, А/см

Рисунок 5.6 - Токовая зависимость поверхностной электропроводности (а) и интенсивности изнашивания (б) скользящих контактов цветных металлов [191]

Рисунок 5.7 - Изношенная поверхность меди после скольжения без тока (а), сечение поверхности трения меди (б) и поверхность скольжения после контакта

при/>300 А/см2 (в) [190]

Релаксация напряжений в поверхностном слое меди после скольжения с током происходит за счёт образования трибослоя (рисунок 5.7,б). Этот трибослой

имеет много несплошностей. Не исключено, что он образуется в результате шаржирования поверхности скольжения механической смесью фрагментов меди и FeO. Толщина трибослоя неодинакова в разных участках поверхности трения. Основной особенностью трибослоя меди является большое количество участков поверхности трения, пластическая деформация которых осуществляется по механизму вязкой жидкости (рисунок 5.7, в). Адгезия явно не наблюдается. Это является главной причиной низкой интенсивности изнашивания меди.

Низкое давление в контакте не приводит к значительной деформации поверхностного слоя при скольжении без тока многих металлических материалов, в частности, металлов, представленных в таблице 5.2. Поэтому !у1 этих металлов стремится к нулю (рисунок 5.6) и вероятность наблюдения особенностей структуры поверхностного слоя или поверхности трения также стремится к нулю, что указывает на нецелесообразность проведения их оптического наблюдения.

Скольжение никеля под воздействием тока приводит к образованию трибослоя, который содержит несплошности (рисунок 5.8,а), похожие на несплошности трибослоя меди. Трибослой никеля расположен по номинальной площади контакта неравномерно. Поверхность скольжения никеля деформируется по механизму вязкой жидкости (рисунок 5.8,б). Более детальное наблюдение поверхности скольжения (рисунок 5.8,в) позволяет видеть мелкодисперсные частицы фаз, образовавшихся в процессе трения никеля.

Рисунок 5.8 - Трибослой (а), изношенная поверхность (б) и фрагмент изношенной поверхности субмикронного масштаба (в) никеля после скольжения

при j>200 А/см2 [190]

Видно, что эти фазы окружены застывшей жидкостью. Определение состава этих частиц не относится к задачам настоящей работы. Но эти частицы должны упрочнять трибослой, т.е. вызвать снижение его пластичности и, соответственно, снизить способность к релаксации напряжений путём пластических микросдвигов. Это является основной причиной повышения Ь по сравнению с Ь меди, хотя электропроводности контактов меди и никеля сравнимы.

Поверхностный слой титана при скольжении с токосъёмом также испытывает фазовое превращение и образуется трибослой (рисунок 5.9,а). Но релаксация напряжений путем образования вязкой жидкости происходит очень незначительно (рисунок 5.9,б) вследствие низкой пластичности титана. В этом случае появляются магистральные трещины поверхности скольжения как единственный способ релаксации напряжений. Слабые следы образования вязкой жидкости наблюдаются только в объёмах субмикронного масштаба (рисунок 5.9,в). Но напряжения релаксируются, в основном, за счёт образования трещин

Рисунок 5.9 - Трибослой (а), изношенная поверхность (б) и фрагмент изношенной поверхности субмикронного масштаба (в) титана после скольжения при/>300

А/см2 [190]

В никелиде титана также образуется трибослой под воздействием электрического тока и трения. Этот трибослой имеет неравномерную толщину (рисунок 5.10, а) вследствие образования больших фрагментов разрушения или образования большого количества малых фрагментов разрушения. Очень низкая электропроводность контакта и очень высокая интенсивность изнашивания

обусловлены высокой концентрацией различных структурных дефектов, в первую очередь, различных несплошностей типа вакансий, трещин и т.п. На поверхности скольжения видны следы адгезии, образование малого количества вязкой жидкости (рисунок 5.10,б), покрытой химическими соединениями зелёного и синего цвета. Общий вид границы между трибослоем и основой указывает на возможность легкого образования трещины, т.е. связь трибослоя и основного материала низка и его разрушение происходит не только со стороны поверхности контакта, но также за счёт отделения больших фрагментов трибослоя от основы. Быстрое разрушение трибослоя является основной причиной сильных колебаний электропроводности контакта и тока. Это указывает на неустойчивость коэффициента трения. Отсюда следует, что релаксация напряжений в поверхностном слое происходит за счёт образования трещин и мартенситное превращение не проявляется как механизм релаксации напряжений.

Рисунок 5.10 - Трибослой (а) и изношенная поверхность (б) никелида титана

после скольжения при j~200 А/см2 [194]

Обычно толщина трибослоя различных материалов находится в пределах 20-40 мкм [115,133]. Если энергия трения частично диссипируется путём образования жидкости на поверхности трения меди и никеля, то снижается фактическое давление на пятнах контакта, облегчается процесс релаксации напряжений, трибослой становится тонким и реализуется низкая интенсивность изнашивания. Следует отметить, что релаксация напряжений по механизму

вязкой жидкости реализуется только под воздействием тока с контактной плотностью более 120 А/см2. При трении без тока могут наблюдаться следы адгезионного взаимодействия в зависимости от природы материала. На поверхности трения титана жидкость образуется, но не так явно, как в меди и никеле. Поэтому деформация по механизму вязкой жидкости затруднена вследствие высокой вязкости и напряжения на поверхности трения релаксируются за счёт образования микротрещин.

Сплав МТ имеет сложную кристаллическую решётку, где есть сверхструктуры. Обычно сложная кристаллическая решётка имеет низкую пластичность и не обеспечивает низкую Ь. Но в решётке никелида титана есть структурное состояние, близкое энергетически к состоянию решётки CsQ. Поэтому нагружение этой решётки в никелиде титана может релаксироваться переходом в это соседнее структурное состояние, что наблюдается как мартенситное превращение [106]. Но в поверхностном слое сплава МТ релаксация напряжений происходит только за счёт образования трещин даже при скольжении с низкой плотностью тока. Не исключено, что мартенситное превращение не может реализоваться в данном случае вследствие высокой скорости деформации в пятнах контакта или из-за температуры контакта, превышающей точку Ы8 (температура начала мартенситного превращения). Следует отметить также, что интенсивность изнашивания металлов в раасматриваемой группе цветных металлов уменьшается при уменьшении удельного электросопротивления р и при увеличении теплопроводности X материала. Никелид титана имеет низкую теплопроводность, поэтому импульсы температуры в пятнах контакта будут заметно выше точки Ы8, что вызовет образование больших локальных градиентов температуры и высоких локальных градиентов механических напряжений, которые релаксируются только за счёт образования трещин.

Интенсивность изнашивания следует представить также в соответствии с фазовым составом трибослоя, который определен с помощью рентгеновского фазового анализа на диффрактометре ДРОН-3. Видно (рисунок 5.11), что

рентгенограмма поверхностного слоя меди после трения без тока имеет только рефлексы меди. После трения при 7=330 А/см2 рентгенограмма трибослоя меди содержит рефлексы меди, FeO, и слабые одиночные отражения СиО, Сщ0(220) и Fe(110) (рисунок 5.11). Железо в трибослой меди попадает в результате массопереноса от стального контртела. Но незначительность пика а-Ре(110) указывает на низкое количество перенесенного железа. Интегральная интенсивность рефлекса Fe0(200) больше интенсивности Си(111), что указывает на большое количество FeO в трибослое меди.

Рентгенограмма поверхности трения никеля (рисунок 5.11) содержит рефлексы чистого никеля, рефлексы FeO и рефлексы ГЦК-железа. Интенсивность рефлексов ГЦК-железа сравнима с интенсивностью рефлексов никеля и FeO. Это указывает на относительно большое количество ГЦК-железа, которое может быть легировано никелем в процессе трения и существовать на поверхности трения никеля в виде частиц переменного состава.

Рисунок 5.11 - Рентгенограммы поверхностных слоёв цветных металлов после трения при разной контактной плотности тока 7 [191]

ГЦК-Ре представлено широкими асимметричными пиками и соответствует параметру решётки в пределах аГцК=0,3563-0,3600 нм (таблица 5.2). Частицы железа перенесены с контртела на поверхность скольжения никеля и механически

легируются никелем. Не исключено, что эти частицы представляют собой сферические гранулы на рисунке 5.8, в.

Рентгенограмма поверхности трения титана содержит только рефлексы титана (рисунок 5.11). Параметры решётки (таблица 5.2) близки к параметрам решётки этих же металлов (база данных X-ray ASTM Standard).

Никелид титана после проката в ручьевых валах имеет сложный фазовый состав первичной структуры (рисунок 5.12). Отражения структуры CsCl (В2) наблюдаются не все, но утверждать слабое присутствие этой фазы в первичной структуре можно. Угловые положения пиков фазы В2 (аВ2 -0,3 нм) отмечены по данным каталога X-ray ASTM 18-899 Standard. Межплоскостные расстояния dhkl, присущие некоторым пикам, соответствуют межплоскостным расстояниям мартенситной фазы [195].

Рисунок 5.12 - Рентгенограммы исходной структуры сплава МТ и его рабочей поверхности после скольжения с разной плотностью тока [194]

Суперпозиция рефлексов в интервале углов 20=45-60° похожа на суперпозицию углов никелида титана, представленного в работе [196]. По аналогии с данными работы [196] можно предполагать существование фазы В19', R-фазы и других мелкодисперсных фаз, которые могли появиться в процессе

В2

40 50 60 70 80 90

29, град

прокатки никелида титана (представленного в таблице 5.2). Более точные сведения об исходной структуре не нужны, потому что видно, что исходная структура является сложной, т.к. состоит из нескольких непластичных и нетеплопроводных фаз. Это позволяет предсказать, что интенсивность изнашивания такого материала будет низкой только при скольжении с низкими значениями 7 или без тока. Выше показано (рисунок 5.6), что такая структура вызывает проявление высокой 1у1 при скольжении с/> 100 А/см2.

Существует большое количество работ [193,197,198 и др.], где никелид титана проявляет низкую Ь, что объясняют его структурной неустойчивостью, мартенситным превращением и т.п. Однако высокий коэффициент трения />0,6 [193], поверхность трения со следами адгезии, низкая теплопроводность (Л,<10 Вт/мК) не могут быть факторами, обеспечивающими низкую 1у1 при скольжении в экстремальных условиях и утверждение о высокой износостойкости никелида титана при сухом скольжении по стали требует дополнительных доказательств. В настоящей работе сплав МТ применяется лишь для сравнения с другими металлами с целью показать, что сложная первичная структура материала не может способствовать проявлению высокой износостойкости в экстремальных условиях. Трибослой, состоящий из многих фаз (рисунок 5.12), разрушается вследствие адгезии (рисунок 5.10), высоких градиентов температуры поверхностного слоя и т.п. Эти фазы трудно однозначно идентифицировать, но быстрое разрушение трибослоя позволяет не проявлять интерес к его фазовому составу и к сплаву МТ как к материалу для скольжения в тяжелых условиях.

Фазовый состав трибослоя является одним из параметров его структурного состояния на макромасштабном уровне. Но контакт осуществляется, в первую очередь, в тонком контактном слое, где элементный состав может играть важную роль в триботехническом поведении материала, как это было показано на примерах трения с высоким износом композитов составов 80%Си^е-графит и 80 %Си-ШХ15-графит. Данные Оже-спектроскопии могут быть дополнением к данным рентгеновского анализа. Видно (рисунок 5.13,а-в), что содержание кислорода в рабочем слое никеля и меди не превышает 45%. Концентрация

железа на поверхности трения меди близка к концентрации кислорода, что допускает образование оксида FeO и что установлено выше. Но на поверхности трения никеля наблюдается около 25 ат.% Fe. Это железо должно распределиться между раствором никеля в железе и FeO. Представляется вероятным, что большое количество кислорода не может быть связано полностью в окислы. Выяснение этого вопроса должно проводиться с применением других методик, что не является задачей настоящей работы. Поэтому пока можно предположить по аналогии с работой [36,37], что кислород частично растворен в никеле.

80|-

80

ь 60

го

-.о

40

О

20

0

и

О

Fe

Ч..- Ч. w С , (

1 1 III

Си

100 200 300 400 глубина, нм

а)

500

100 200 300 400 500 глубина, нм

б)

CD

О

100 200 глубина, нм

в)

300

100 200 глубина, нм

г)

Рисунок 5.13 - Распределение химических элементов по глубине контактного слоя после трения при контактной плотности тока а) - Си (/=0 А/см2), б) - Си (/=330 А/см2), в) - N (/=240 А/см2), г) - Т (/=370 А/см2) [191 ]

Высокая концентрация кислорода в контактном слое титана (рисунок 5.13,г) позволяет предположить, что на поверхности трения присутствует плёнка окислов

титана и железа. Отсутствие отражений этих окислов на рентгенограмме (рисунок 5.11) указывает на небольшую толщину этой плёнки.

Железо появляется в трибослое в виде частиц, перенесённых со стального контртела. В случае трения меди без тока железо не окисляется и не представлено на рентгенограмме (рисунок 5.11), но присутствует в контактном слое меди (рисунок 5.13, а), что указывает на его малое количество вследствие слабого взаимодействия со стальным контртелом.

Выше было отмечено, что i не наблюдается высокая износостойкость сплава МТ при скольжении с токосъёмом, поэтому элементный состав его поверхности трения не представлял интереса для настоящей работы.

Углерод в контактном слое металлов может появиться из атмосферы или в результате переноса от стального контртела.

Присутствие кислорода более 40% после скольжения без тока указывает на то, что оксиды железа и меди могут существовать в виде тонкого слоя на поверхности контакта. Толщина этого слоя невелика и не была обнаружена рентгеновским анализом. Но трение меди с током приводит к усилению взаимодействия с контртелом и с кислородом, что вызывает образование заметного слоя оксида FeO и низкого количества ОЦК-железа (рисунок 5.11).

В целом контактный слой меди можно представить как агломерат или композит состава FeO-Сu-Fe-C. Малые концентрации меди и углерода (рисунок 5.13, а-б) указывают на то, что основной структурной составляющей в контактном слое является FeO. Низкие концентрации меди и углерода в контактном слое, а также следы течения вязкой жидкости соответствуют относительно высокой износостойкости, что показано выше.

Нагружение никеля трением и токосъёмом также приводит к переносу железа и углерода со стального контртела на контактный слой никеля. Сопоставление рисунка 5.11 и рисунка 5.13 позволяет утверждать, что контактный слой никеля представляет собой агломерат частиц состава FeO-(Fe-М)-С и в явном виде железо не наблюдается. Углерод в контактном слое может находиться в свободном состоянии и/или располагаться в междоузлиях ГЦК-

решётки раствора Fe-Ni. Способность никеля формировать квазижидкое состояние контактного слоя (рисунок 5.8) под воздействием трения и тока позволяет увеличить радиус пятна контакта и достигать удовлетворительной электропроводности контакта. Содержание железа менее 40% указывает на невысокое содержание FeO в контактном слое, что не позволяет увеличить сдвиговую устойчивость контактного слоя. Соответственно, износостойкость никеля меньше износостойкости меди. Более низкая теплопроводность никеля также способствует увеличению Ь. Присутствие на контактной поверхности твёрдого раствора Fe-Ni и более 10 ат.% углерода (рисунок 5.13) приводит к проявлению низкой теплопроводности контактного слоя, к повышению тепловой нагрузки на пятна контакта и к более высокой интенсивности изнашивания. Раствор Fe-Ni может присутствовать в виде округлых частиц (рисунок 5.8, в), которые должны увеличить вязкость квазижидкого контактного слоя, что замедляет релаксацию напряжений в пятне контакта. Эти факторы приводят к тому, что катастрофическое изнашивание никеля реализуется при более низкой плотности тока в сравнении с характеристиками контакта меди (рисунок 5.6). На зависимости 1^) начало катастрофического изнашивания в явном виде не проявляется. Этот эффект требует дополнительного исследования и в настоящей работе только констатируется.

В рентгенограмме трибослоя титана железо не присутствует в явном виде. Но это железо присутствует в небольшом количестве на поверхности трения (рисунок 5.13, г). Содержание кислорода и титана на поверхности трения в соотношении Т/0=20/60 позволяет предположить образование окисла ТЮ2. Возникновение FeO маловероятно, т.к. изменение энергии Гиббса при образовании окислов титана больше, чем при образовании окислов железа [199]. Отсутствие отражений окислов титана и окислов железа на рентгенограмме поверхности трения позволяет утверждать, что слой окислов имеет небольшую толщину. Не исключено, что на поверхности трения присутствуют только окислы. Низкая теплопроводность окислов и титана вызывают образование высоких градиентов температуры и высокие механические напряжения на поверхности

трения, которые могут релаксироваться только образованием трещин. Это проявляется как относительно высокая интенсивность изнашивания что указывает на низкую способность окислов титана упрочнять контактную поверхность титана при нагружении её трением и электрическим током. Однако высокая химическая активность титана компенсирует быстрое разрушение слоя окислов. Кроме того, низкая электропроводность контакта в присутствии окислов титана не позволяет создать высокую токовую нагрузку на пятно контакта, что уменьшает тепловые и механические напряжения на контакте. Поэтому катастрофическое изнашивание реализуется при относительно высокой />300 А/см2. Но реализуется высокая 1у1 титана вследствие низкой т;1. Это является отражением общей закономерности, представленной выше

В заключение следует отметить, что Ь металлических материалов имеет относительно высокие значения, если трибослой проявляет большую скорость накопления структурных дефектов. Это значит, что упрочнение трибослоя при трении в условиях малоцикловой усталости должно быть минимально для достижения низкой Ь. Это условие выполняется, когда первичная структура имеет высокую пластичность. Кроме того, низкая 1у1 достигается при образовании FeO и вязкой жидкости на поверхности трения. Медь и никель вполне пластичные металлы, а их трибослои имеют вюстит, деформируются с образованием жидкости в зоне контакта и проявляют относительно низкую Ь. Трибослои титана и никелида титана имеют низкую теплопроводность, не образуют заметного количества FeO или других оксидов, эффективно разделяющих поверхности трения, поэтому проявляют более высокую

5.3 Особенности структуры и разрушения трибослоёв сталей под воздействием электрического тока в условиях скольжения без смазки

Выше показано, что образование FeO и появление жидкости на поверхности трения играет важную роль в процессе контактного взаимодействия. При этом структурное состояние трибослоя в значительной степени определяется природой

металла. Отсутствие экспериментальных данных о структурном состоянии трибослоя более широкого класса металлов вызывает необходимость проведения дальнейших аналогичных исследований. Особый интерес представляет изучение взаимосвязи структурного состояния и характеристик контакта чёрных металлов. Материалами для исследований могут служить литые стали, представленные в таблице 5.3. Стали изготовлены в соответствии с существующими ГОСТами по стандартным технологиям.

Таблица 5.3 - Основные параметры зоны скользящего электроконтакта сталей в начальной стадии катастрофического изнашивания

АЩк=Illl(ГЦК-Fe)/[(I111(FeO)+I2oo(FeO)] [200]

Свойство \ сталь Сталь Ст3 Сталь ШХ15 Сталь Р6М5 Сталь 110Г13

НВ, МПа 1360 63 ШТ 64 ШТ 2430

р, мкОм м 0,2 [97] 0,29 [97] 0,46 [97] 0,67 [97]

X, Вт/мК 55 [97] 43 [97] 28 [97] 11 [114]

агЦКРе, нм 0,3595 0,3604 0,3609 0,3601

ареО, нм 0,4307 0,4303 0,4301 0,4330 (*)

аре, нм 0,2867 0,2867 0,2867 0,2875

1с, А/см2 280 200 <50 175

^е-1, См/см2 310 220 <50 95

Агцк 0,251 0,084 0,871 0,62

(*) Примечание: вычислено по единственному пику Fe0(200)

Можно видеть, что при увеличении содержания химических элементов в стали увеличивается удельное сопротивление р и уменьшается теплопроводность X, что согласуется с общими представлениями о взаимосвязи состава и свойств материала, а также с представлениями о процессах переноса за счёт движения электронов в твёрдом теле и их рассеяния на чужеродных атомах [201]. Сталь Ст3 не имеет легирующих элементов, что обеспечивает ей более высокую X и более низкое р по сравнению с другими сталями. Это приводит к реализации относительно высоких электропроводности и износостойкости контакта стали Ст3 (рисунок 5.14). Видно также, что удельная поверхностная электропроводность Гц-1=уи контакта сталей увеличивается до некоторого

максимального значения, соответствующего некоторой контактной плотности тока j=jc. Максимальная электропроводность контакта сталей соответствует точке перегиба ВАХ (вольтамперной характеристики) и резкому увеличению интенсивности изнашивания связанному с началом катастрофического изнашивания.

а) б)

Рисунок 5.14 - Токовая зависимость поверхностной электропроводности (а) и

интенсивности изнашивания (Ь) сталей разных классов в скользящем

электроконтакте [200]

Следует отметить, что контакт стали Р6М5 не может соответствовать этой закономерности вследствие высокого износа при низкой плотности тока. Этим самым проявляется общая закономерность, т.е. уменьшается сдвиговая прочность трибослоя сталей, имеющих более сложный состав первичной структуры за счёт увеличения набора и концентрации легирующих элементов или фаз, [стали ШХ15 ^е-1.5 %Сг-1,2 %С), Р6М5 ^е-6 <%№-5 %Мо-карбиды) и 110Г13 ^е-13 %Мп-1,2 %С)] и катастрофическое изнашивание начинается при более низкой плотности тока jc (рисунок 5.14 и таблица 5.3). Эта закономерность связана со структурой трибослоя.

На рисунке 5.15 видно, что в сталях образуются трибослои в процессе трения с токосъёмом. Толщина трибослоя стали Ст3 (рисунок 5.15,а) и стали ШХ15 (рисунок 5.15,в) не превышает значений 20 мкм. Упрочнение структуры сталей Р6М5 и 110Г13 легированием и высокомодульными фазами приводит к

образованию трибослоёв высокой толщины (рисунок 5.15, д) и (рисунок 5.15, ж). Видно также, что трибослои стали Р6М5 и стали 110Г13 имеют высокую концентрацию дефектов, в первую очередь, микротрещин.

Рисунок 5.15 - Сечения трибослоёв и изношенные поверхности контактов в начале катастрофического изнашивания: сталь Ст3 (а,б), сталь ШХ15 (в,г) [200]

Эти трибослои обладают низкой сдвиговой устойчивостью и слабо связаны с основным материалом. Эти особенности трибослоя задают механизм разрушения, а именно, отделение малых фрагментов от трибослоя и, параллельно, отделение больших объёмов высотой с трибослой. Поверхность трения имеет следы образования вязкой жидкости, но вязкость этих жидкостей явно высокая. Визуально жидкости на поверхностях легированных сталей имеют более высокую вязкость и занимают меньшую площадь, чем жидкость на поверхности трения стали Ст3. Адгезия в зоне контакта не наблюдается.

Рисунок 5.15 (продолжение) - Сечения трибослоёв и изношенные поверхности контакта в начале катастрофического изнашивания: сталь Р6М5 (д,е), сталь

110Г13 (ж,з) [200]

а-Ре(110)

-Н=е(111)1 Ре0(200)

РеО(111)

40

50

у-Ре(200)

у-Ре{220)

—А ... , -«--— ллА

Лл^

р6м5

Г13

60 70 2 0, град

80

90

Рисунок 5.16 - Рентгенограммы поверхностного слоя сталей после трения с контактной плотностью тока, соответствующей началу катастрофического

изнашивания [200]

Одним из параметров структурного состояния трибослоя является набор кристаллических фаз. На рентгенограммах трибослоёв всех изучаемых сталей видны рефлексы оксида FeO, ГЦК- и ОЦК-Fe (рисунок 5.16). Значения параметров решётки aFe0 для FeO (таблица 5.3) близки к значениям известного параметра aFeO=0,43070 нм (X-ray ASTM 6-615 Standard). Окислы железа более высокого порядка на рентгенограмме проявляются очень слабо. Отражения других химических соединений отсутствуют. Параметры решёток ГЦК- и ОЦК-железа близкие к известным.

Распределение химических элементов по глубине трибослоя является важным параметром его структурного состояния. Характерный вид распределения элементов в трибослоях сталей представлен на рисунке 5.17. Видно, что рабочий слой сталей после трения с токосъёмом насыщается кислородом, концентрация которого может достигать 45 ат.%. Содержание железа тоже составляет 40-50 %, что указывает на образование окислов. Контактный слой рассмотренных сталей содержит в общей сложности около 80-85ат.% атомов железа и кислорода (рисунок 5.17). Сталь Р6М5 проявила очень высокую Ih и поэтому не представляет интереса для изучения её поверхности трения методом Оже-спектрометрии.

глубина, нм глубина, нм глубина, нм

а) б) в)

Рисунок 5.17 - Распределение химических элементов по глубине контактного слоя, возникающее после скольжения при/>175 А/см2 в материалах: а) - сталь Ст3 (/=320 А/см2), б) - сталь ШХ15, в) - сталь 110Г13 (/=175 А/см2)

Если предположить, что весь кислород связан в вюстит, то следует признать, что более половины контактной поверхности занято FeO. Это указывает на невозможность формирования более высокого количества атомов оксидов, т.к.

должен появиться фрагмент поверхности трения, который быстро превращается в частицу износа и количество оксида снова становится прежним. Рабочий слой в этих условиях должен представлять собой композит, содержащий FeO, ГЦК-железо, микропоры и основной материал в качестве матрицы. Выше было предположено на примере трения никеля, что возможным фактором, увеличивающим Ь, является присутствие ГЦК-Ре в контактном слое. С другой стороны, FeO является фактором, уменьшающим Можно предположить, что их объёмное соотношение может служить некоторым показателем триботехнического поведения сталей. Представляется целесообразным ввести параметр, позволяющий качественно сравнить содержание ГЦК-Ре в трибослоях сталей и сопоставить его с характеристиками контакта. Этот параметр можно записать как Агцк=11/(12+13), где 11 - интегральная интенсивность рефлекса ГЦК-Fe(111), 12 и 13 - интегральная интенсивность рефлекса FeO(111) и Fe0(200) соответственно. В трибослоях сталей Агцк принимает численные значения, представленные в таблице 5.3. Отсюда видно, что большое количество ГЦК-железа (АгцК>0,5) на поверхности трения сталей Р6М5, 110Г13 (или никеля (АгцК=0,571)) приводит к низкой износостойкости или катастрофическому изнашиванию при низкой /с. Это нестрогая оценка на качественном уровне позволяет лишь допустить, что отсутствие ГЦК-железа в контактном слое металла или стали способствует увеличению характеристик контакта. Этот вывод был сделан также и ранее, например, [39,65,134,202] В общем случае, в структуре закаленных сталей присутствует остаточный аустенит [202]. Поэтому его появление в трибослоях стали ШХ15, стали Р6М5 или аустенитной стали 110Г13 вполне объяснимо. Появление ГЦК-железа в трибослое стали 3 также можно объяснить процессами диффузии углерода в сторону поверхности трения и закалки-отпуска в пятне контакта или в контактном слое. Однако отсутствие элементов, стабилизирующих ГЦК-структуру, указывает на её неравновесность в трибослое стали 3. Но вполне возможно, что ГЦК-железо насыщено углеродом и присутствует в трибослое в метастабильном состоянии. Относительно высокие теплопроводность и пластичность контактного слоя стали 3 способствуют

реализации относительно низкой Ь, что до некоторой степени компенсирует разрушающее влияние ГЦК-железа.

Известно [203], что образование частиц износа при трении скольжения происходит в условиях вихревого характера деформации поверхности трения. Вихревой характер движения мезообъёмов сопровождается на первой стадии возникновением локальных несплошностей и микротрещин, а завершается развитием магистральной трещины и разрушением материала. Именно эта схема лежит в основе формирования и отрыва любых дискретных частиц износа. На границе двух сред при трении возникают высокие локальные моментные напряжения, релаксация которых вызывает появление ротационных мод деформации [203]. Эта схема может реализоваться при условии, что деформация приводит только к упрочнению поверхностного слоя и фазовый состав трибослоя аналогичен фазовому составу первичной структуры. Такой процесс возможен в случае высокой стабильности фазового состава первичной структуры или при низких локальных температурах и при низкой температуре поверхности трения, т.е. в условиях сильного теплоотвода из зоны трения или при низких значениях силовых параметров внешнего воздействия (малой скорости скольжения, малого давления и т.п.). Но при высоких значениях силовых параметров температура поверхности трения может быть более 600оС и релаксация моментных напряжений может произойти сначала путём фазовых превращений в поверхностном слое. Рентгенографией установлено наличие только FeO, меди, железа и т.п. Смесь этих фаз не может быть представлена в виде слоя белого цвета, который образуется при трении графитсодержащих композитов и сталей. Это указывает на присутствие ещё одной фазы, которая является продуктом структурного превращения. Если эта фаза не видна на рентгенограмме, то необходимо допустить, что эта фаза имеет аморфную структуру. Это допущение представляется разумным, т.к. образование нанокристаллического или аморфного состояния является способом релаксации механических напряжений при деформации, в частности, при ротационной деформации. В настоящей работе допускается, что эта аморфная фаза может играть роль матрицы, в которой

находятся кристаллические фазы. Белый цвет трибослоя может быть обусловлен также образованием высокой концентрации микропор. Образование новых фаз (окислов, жидкой и аморфной фаз) при высокой температуре поверхностного слоя может привести к заметному отличию механизма изнашивания от механизма, где появляются ротационные моды деформации [203]. Оксиды часто имеют теплопроводность менее 10 Вт/мК, которая при увеличении температуры уменьшается. Поэтому FeO, находясь на контактной поверхности, должен быстро нагреваться до высоких температур и нагревать поверхность трения. Аморфная фаза разогревается вместе с оксидом FeO и переходит в жидкое или квазижидкое состояние. Тогда материал контактного слоя деформируется, в основном, по механизму вязкой жидкости, а влияние ротационной деформации может снизиться. Вюстит не образуется в поверхностных слоях композитов 3 %Си-7 %графит-ШХ15 и пористого 50 %Си-графит-ШХ15 (таблица 4.3), Си-графит-10 %ШХ15 и Си-графит-10 %Fe (таблица 4.4), в композитах на основе ферросплавов (таблица 4.5) и на основах карбида титана и стали 110Г13 (таблица 4.7). Отсутствие FeO на поверхности трения этих композитов соответствует отсутствию признаков образования жидкости. В других графитсодержащих и безграфитовых композитах, а также в металлах Си, М и в чёрных металлах образуется оксид FeO и видны следы появления жидкости в контакте и иногда реализуются относительно высокие характеристики контакта. Можно отметить, что трибослой стали Р6М5 и стали 110Г13 (рисунок 5.15) имеет относительно большую толщину и крупные несплошности материала. Это указывает на большой масштаб пластической деформации. Толстый трибослой наблюдается также в композите Си-графит-К(ТЮ) и Си-графит-Х13М2, т.е. в материалах со сложным составом. Композит Си-графит-Г13 имеет также большую толщину трибослоя и более высокую теплопроводность, чем литая сталь 110Г13. Но в этом композите отсутствует FeO и не формируется квазижидкий контактный слой. Это приводит к гс-1=75 См/см2, тогда как контакт литой стали 110Г13 характеризуется т8с'1 =95 См/см2, что обусловлено способностью литой стали 110Г13 формировать квазижидкий слой отдельными секторами. Материалы с низким содержанием

химических элементов и кристаллических фаз в первичной структуре и в трибослое имеют низкую толщину трибослоя, т.е. низкий масштаб деформации поверхностного слоя с малым количеством несплошностей. В результате катастрофический износ должен начаться при более высоком значении основного разрушающего фактора внешнего воздействия - электротока.

Можно допустить, что жидкость образуется наиболее легко в месте возникновения температурной вспышки, т.е. в центре пятна контакта. Таким образом, в микрообъёме пятна контакта может присутствовать жидкая и твёрдая составляющие. Но средний размер пятен контакта не превышает обычно 40 мкм, что заметно меньше линейных размеров поверхности скольжения с признаками образования жидкости. Это значит, что жидкость образуется не за счёт высокой температуры поверхности скольжения, но по другой причине. Для объяснения этого можно привлечь представления о появлении жидкости на поверхности трения в результате пластической деформации контактного слоя [168,169], но эти модели не учитывают конкретные условия трения, конкретные материалы, энергию внешнего воздействия и т.п. Можно принять во внимание идеи о квазивязком пластическом течении кристаллов за счёт появления сильновозбуждённых состояний [204]. Можно учесть также, что если образуется высокая плотность бифуркационных структурных состояний в межатомных промежутках искривлённых зон и происходит многоуровневая самоорганизация ротационных мод локализованного пластического течения, то это вызывает удовлетворительную релаксацию напряжений за счёт образования и движения полос сдвига [205]. Но эти теоретические модели нельзя конструктивно применить к настоящим результатам, т.к. выводы этих моделей можно воспринять только как предположения. Такие же предположения о возможности появления жидкости как способа релаксации напряжений на поверхности трения были выдвинуты в более ранних работах [6,7,22,25] из общих соображений. Изображения расплавов на поверхности трения были очень немногочисленные и нечёткие [39]. В настоящей работе присутствие расплава на поверхности трения впервые представлено явно, что отсутствует в других работах. Не исключено, что

это связано с протеканием тока высокой плотности. Можно предположить, что при некоторой плотности тока (в зависимости от структуры материала) вязкость жидкости становится низкой и жидкость теряет несущую способность. Тогда падает возможность к релаксации напряжений за счёт плавления, образуется деформируемое «третье тело» и напряжения релаксируются путём ротационной деформации, появления трещины и отделения фрагмента трибослоя, т.е. обычным путём [6,9,25,39] снижается устойчивость трибослоя к сдвигу и реализуется высокая Ь.

Наиболее просто классифицировать представленные данные можно по аналогии с представлениями системного анализа. Структурные состояния поверхностного слоя металлических материалов при скольжении под электрическим током могут быть сопоставлены с характеристиками контакта, в первую очередь, с контактной плотностью тока jc, соответствующей началу катастрофического изнашивания.

1. Первичная структура (низший структурный уровень, отсутствие структурной приспосабливаемости к усилению внешнего воздействия) ¿.<100 А/см2 ^>20 мкм/км

2. Трибослой (его образование как результат некоторой релаксации напряжений путём пластической деформации) ¿с<200 А/см2 ^>25 мкм/км

3. Трибослой, содержащий вюстит ^еО) в своём объёме ¿с<200 А/см2 ^<30 мкм/км

4. Трибослой, содержащий вюстит в своём объёме и на поверхности трения +вязкая жидкость ¿с>200 А/см2 ^>10 мкм/км

В заключение можно отметить, что способность первичной структуры релаксировать напряжения в поверхностном слое путём изменения структуры с переходом на более высокий иерархический структурный уровень приводит к более удовлетворительным характеристикам скользящего электроконтакта. Можно добавить, что это возможно при отсутствии кристаллографических фаз на основе железа с ГЦК-решёткой на поверхности трения, при присутствии FeO и содержании менее 25 %Си в контактном слое, при допустимой пористости первичной структуры не выше 15%.

5.4 О средней температуре поверхности трения и мощности внешнего воздействия на пятнах контакта безграфитовых металлических материалов

при сухом скольжении с токосъёмом

Пластическое течение по механизму вязкой жидкости на поверхности трения должно протекать при некоторой минимальной температуре этой поверхности. Эта температура нагревания поверхностного слоя не может достигать температуры плавления материала основы при скольжении с токосъёмом по схеме, представленной на рисунке 4.4. Доказать это и определить конкретные значения поверхностной температуры материалов разного класса представляется полезным. Кроме того, предел текучести поверхностного слоя уменьшается в процессе трения вследствие увеличения контактной температуры. Можно предположить, что снижение контактной температуры является одним из условий стабилизации процесса трения и снижения интенсивности изнашивания.

Средняя температура контакта рассчитывается часто с применением критериев подобия или на основе решения уравнения температуропроводности, например, [7,39,206]. Однако эти расчёты не учитывают износ, схему контакта, структуру материала и т.п. Поэтому рассчитанная температура контакта не всегда точна и определение этой температуры путём измерения представляется более привлекательным. Средняя температура контакта, определённая с помощью одинарных термопар или другими способами, также имеет приблизительные значения вследствие несовершенства методов её измерения [39]. Контактная температура и интенсивность изнашивания могут быть уменьшены за счёт оптимизации входных параметров и, в частности, путём упрочнения поверхностного слоя или первичной структуры. В этом случае давление на пятнах контакта не превышает предела текучести материала поверхностного слоя и его разрушение происходит за счёт многоцикловой усталости в условиях квазиупругой деформации. Однако наибольший интерес вызывает изучение изменения структуры поверхностного слоя в случае его пластического деформирования, когда напряжения в большинстве пятен контакта превышают

предел текучести материала. Тогда низкая интенсивность изнашивания может быть достигнута в том случае, когда материал деформируется пластически (но не за счёт накопления структурных дефектов), или когда подводимая энергия диссипируется за счёт теплоотвода, а также за счёт других факторов. Удовлетворительный теплоотвод проявляется, прежде всего, как вполне низкая средняя температура поверхности трения. Эту температуру представляется целесообразным измерить при скольжении с экстремальной плотностью тока. Образцы нагружены по схеме «рт-оп-п^» (рисунок 5.18).

N

Рисунок 5.18 - Схема триботехнического контакта: 1 - контртело (ст.45, 50 НЯС), 2 - образец, 3 - термопары, Н - держатель образца,

Распределение температуры определено по данным пяти термопар. Термопары расположены вдоль оси образца на разных расстояниях у от поверхности контакта и прикреплены к образцу точечной сваркой. В настоящем эксперименте образец закреплён в держателе и его естественное охлаждение отличается от охлаждения теоретического полубесконечного стержня. В результате распределение температуры вдоль осей образцов было удовлетворительно аппроксимировано линейной зависимостью Т(у) (рисунок 5.19,а-ж). Линейной экстраполяцией к значению у=0 см (т.е. к поверхности контакта) можно приблизительно определить среднюю температуру контакта Т8. Эти же линейные зависимости Т(у) применены для определения градиентов температуры grad Т2 на поверхности контакта образца при скольжении в заданном режиме. Часто некоторые характеристики контакта, например, Ь, изменяются как степенная функция параметра внешнего воздействия [7]. Видно

(рисунок 5.19,з), что тип зависимостей средних температур контакта Т8ф некоторых материалов имеют слабое сходство со степенной функцией.

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 У, СМ о,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 у, см 0,0 0,2 0,4 0,6

0,8 У, см

а)

б)

в)

т2, С 200

150

100

50

310 А/см2

290 А/см2 200 А/см2

0 А/см2 -5-

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 у, см

г)

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 У, см

У

0 Л

Ts. С 400

300

200

100

0

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 у, см Cu10%rp40%Fe

.-7''Си50%ШХ * • ^Cu20% Fe

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 У, см 0 100 200 300 j, А/см2

ж) з)

Рисунок 5.19 - Распределение температуры вдоль оси у образцов составов: сплав

NiTi (а), 50 %Си-Ре-графит (б), медь (в), Cu-20 %Fe (г), Cu-50 %Fe (д), Cu-

20 %ШХ15(е), Cu-50 %ШХ15 (ж); токовые зависимости средних температур

контактов материалов на основе меди и контакта сплава NiTi (з) [186,187]

Температура по высоте образцов сталей распределена линейно (рисунок 5.20, а-в) аналогично распределению температуры в других образцах. Средние температуры Ts(j) контактов сталей (рисунок 5.20, г) и градиенты gradT2(у) (рисунок 5.20, д) на их поверхностях трения монотонно увеличиваются при увеличении ¿.

г; д) е)

Рисунок 5.20 - Распределение температуры вдоль оси у образцов стали ШХ15 (а),

стали Ст3 (б), стали 110Г13 (в); токовые зависимости температур контактов

сталей (г), градиентов температуры на поверхности трения сталей (д) и градиентов температуры на поверхности трения цветных материалов (е) в условиях преимущественной пластической деформации в пятнах контакта [207]

Видно также, что изменение состава стали слабо влияет на характер зависимости температуры Т('). Это является следствием различия структуры поверхностного слоя, его напряженного состояния и его способности релаксировать возникающие напряжения.

Сталь 110Г13 имеет низкую теплопроводность, поэтому температура её контакта должна быть относительно высокой. Но она осуществляет теплоотвод за счёт образования большого количества частиц износа, что приводит к значениям температуры контакта, характерных для более теплопроводных сталей. Катастрофическое изнашивание характеризуется быстрым разрушением трибослоя, что усиливает теплоотвод, снижает рост Т,! и может вызвать уменьшение наклона кривой Тв(]) (сталь Ст3, рисунок 5.19,г). Квазилинейное увеличение температуры контакта всех представленных металлических

материалов при увеличении плотности тока реализуется до значений Т<350оС в режиме нормального изнашивания сталей при сухом скольжении по контртелу из закаленной стали. Не исключено, что такие значения Т являются предельными при скольжении с наложением электрического тока в заданных условиях, и более высокие температуры могут быть достигнуты только в триботехническом контакте с более низким теплоотводом.

При увеличении Т, а также при уменьшении теплопроводности Х2 сталей, наблюдается увеличение значений grad Т2()) при любой фиксированной j. Низкая теплопроводность сталей обусловливает низкую мощность теплоотвода q2. Аналогичная закономерность увеличения значений grad Т2(/) наблюдается при уменьшении теплопроводности Х2 цветных материалов (рисунок 5.19,е).

Если релаксация напряжений происходит вследствие увеличения концентрации разных структурных дефектов (т.е. вакансий, несплошностей и т.п., оксидов и карбидов железа) в поверхностном слое сталей, то это должно затруднять теплоотвод за счёт теплопроводности и повышать вероятность образования магистральных трещин и частиц износа. Совокупность особенностей теплоотвода из зоны трения, тепловыделения в контакте и способа релаксации напряжений определяет температуру Т8, которая является некоторой интегральной тепловой характеристикой контакта. Если допустить, что около 90% энергии трения диссипируется в виде теплоты [39] (т.е. q1+q2=0,9q), то можно найти q1 по известным q2 и q. Из этого допущения следует также, что grad Т1()) на поверхности трения контртела может достигать значений более 200 К/см. Но высокие значения градиентов температуры в поверхностном слое контртела не приводят к развитию температуры на его поверхности трения более 60оС, что измерено термопарами, прикреплёнными точечной сваркой. Попытка измерить grad Т1()) с помощью термопар показала, что grad Т1ф< 15 К/см при всех режимах трения. Но этот результат следует проверить другими способами.

Характер разрушения в этих условиях может быть частично описан основными параметрами контакта, т.е. линейной интенсивностью изнашивания Ь или энергетической интенсивностью изнашивания 1М,=К/А, или обратной

величиной Aw=A/V, где А - энергия, выделенная в процессе трения и разрушения поверхностного слоя объёмом V. Более конкретно удельная работа разрушения трибослоя в образце может быть записана как

Представленная задача по установлению взаимосвязи этих характеристик должна быть начата с определения токовых зависимостей тепловых и энергетических характеристик контакта и должна быть решена с применением материалов, имеющих разные структуры. Набор материалов, представленный выше при рассмотрении характеристик 1ь и г,;1 , может быть привлечён для экспериментов в этом направлении.

Разрушение трибослоя начинается с деформации на пятнах контакта, поэтому мощность внешнего воздействия на пятнах контакта, необходимая для перевода трибослоя в режим катастрофического разрушения, может представлять научный интерес. Эта удельная мощность записывается как в равенстве (4.7,б), т.е.

где •¡1 - ток на пятнах контакта и г1 - электросопротивление между трибослоем и контртелом при отсутствии электроразрядного тока, т.е. при у'=25-30 А/см2. Здесь коэффициент С2 отражает долю мощности внешнего воздействия, распределённой в образец, т.е. не только тепловую мощность, но также мощность, направленную на деформацию и разрушение поверхности трения.

Ранее значения qr на пятнах контакта материалов, содержащих графит (рисунок 4.29), были получены при допущении, что коэффициент С2 распределения мощности в образец может быть рассчитан как коэффициент СЬ распределения (Ch=C2=q2/(q2+q1)) теплоты в образец (по формуле Блока, т.е. & ~ СВ=Х2/(Х2+Х1). Однако знание градиента grad Т2(]) и соответствующего теплового потока q2 позволяет определить коэффициенты Сь и С2 более точно, если допустить, что 90% мощности трения рассеивается как теплота [39] в образец и контртело, т.е. (q2+ql)=0,9•q и Ch=q2/(q2+ql)=q2/0,9•q. Выше было представлено, что коэффициент & распределения мощности в образец записывается с учётом мощности q3, направленной на процессы (деформация, диффузия, разрушение и

(5.1)

т.п.) в трибослое, т.е. & = (q2+qз)/q=0,9Zh+0,1. Коэффициенты £2, Сь не зависят явно от мощности внешнего воздействия. Видно (таблица 5.4), что теоретический коэффициент Св (по Блоку) всегда больше экспериментальных коэффициентов С2 и Такой же коэффициент по формуле Шаррона [7], учитывающий плотность и теплоёмкость материалов, также больше экспериментальных коэффициентов & и Сь. Это указывает на ограниченную применимость формул Блока и Шаррона для расчёта коэффициента распределения тепловых потоков в контакте.

Следует отметить, что при расчёте применялись теплопроводности первичной структуры, хотя контакт происходил по трибослою, теплопроводность которого должна быть заметно меньше, чем теплопроводность первичной структуры. Тогда должен уменьшиться ¿2. Но измерение теплопроводности трибослоя не разработано, поэтому проще измерить grad Т2, затем рассчитать & и подставить его в (5.1). Другие мелкие особенности также не следует пока учитывать и нужно применять Z2=(q2+q3)/q=0,9Zh+0,1.

Таблица 5.4 - Значения характеристик контакта, соответствующих началу катастрофического изнашивания цветных материалов и сталей

Состав/ свойство Си Си-графит-40% Fe Си- 50% Fe Сталь ШХ15 Сталь Ст3 Сталь 110Г13

jc , А/см2 190 320 300 300 200 280 175

Гж1, См/см2 87 330 316 310 220 310 95

grad Т2, К/см 133 19,8 147 90 82,3 87,5 98,1

г1, Ом ± 0,7 0,11 0,18 0,13 0,23 0,20 0,55

НВ1, ГПа (± 5,5 3,5 - - 4,3 4,0 4,4

1Ьс, мкм/км 33 10 11 11 10 22 34

qc, Вт/см2 460 356 322 326 218 289 361

св=х2/(х2+х1) 0,17 0,89 0,76 0,77 0,46 0,53 0,19

Ch=q2/(q2+ql) 0,03 0,25 0,76 0,49 0,17 0,19 0,03

С2 = (q2+qз)/q 0,13 0,32 0,79 0,54 0,25 0,27 0,13

Необходимо учесть, что приближение (q2+q1)=0,9q выполнялось при скольжении в условиях реализации многоцикловой усталости поверхностного слоя. В условиях малоцикловой усталости поверхностного слоя может выполняться соотношение (q2+q1)<0,9q. Соответственно должны измениться коэффициенты Zh и Z2.

Применение экспериментального Z2 (Таблица 5.4) наиболее полезно при расчёте характеристик qr и Aw, соответствующих началу катастрофического изнашивания. Видно (рисунок 5.21,а), что контакты низкотеплопроводных стали 110Г13 и сплава NiTi характеризуются низкими значениями параметра Aw при низких плотностях тока jc и при низкой мощности qr на пятнах контакта (рисунок 5.21,6). Такая низкая прочность обусловлена их сложными исходными структурами с низкой пластичностью. Высокое значение параметра Aw соответствует контакту меди и некоторым материалам типа Cu-Fe вследствие её относительно высокой пластичности и высокой теплопроводности при высоких qr и jc. Контакты остальных материалов соответствуют промежуточным значениям параметра Aw, qr и jc.

а) б)

Рисунок 5.21 - Взаимосвязь удельной энергии разрушения А^ трибослоёв (а), удельной мощности qr на пятнах контакта (б) и плотности тока jc соответствующих началу катастрофического изнашивания

c

В работе [192] представлено, что теплопроводность Хш=0,01 Вт/смК. Такая низкая теплопроводность не является характерной для металла, что можно считать опечаткой. Поэтому при расчёте СВ и С2 для контакта никелида титана

было принято, что XNiTi=0,1 Вт/смК. Тогда сплав NiTi и сталь 110Г13 имеют одинаково низкие ZB и Z2, что привело к одинаковым характеристикам контакта, в частности, jc , rsc-1, Ihc (таблица 5.4) и должно вызвать реализацию одинаковых других характеристик контакта. Но высокий grad T2 в контакте сплава NiTi (таблица 5.4) указывает на повышенную температуру в пятнах контакта, т.е. пятна контакта сплава NiTi испытывают более высокие нагрузки при таком же ¿2=0,13, что обусловлено более высокой твёрдостью НВ1 трибослоя по сравнению с твёрдостью трибослоя стали 110Г13. Можно допустить в настоящей работе, что значение твёрдости трибослоя никелида титана равно твердости, измеренной после возвратно-поступательного скольжения в работе [193]. Не исключено, что после скольжения с токосъёмом твердость НВ1 трибослоя сплава NiTi и qr имеют более низкие значения, вполне сравнимые с твердостью НВ1 и qr на пятнах контакта стали 110Г13. Вполне возможно, что материал трибослоя стали 110Г13 имеет более высокую твердость, но высокая концентрация трещин в трибослое (рисунок 5.15) не допускает точного измерения, что приводит к формальному уменьшению измеренных значений НВ1 и к соответствующему уменьшению значений qr.

Мощность qr внешнего воздействия на пятнах контакта меди имеет относительно высокие значения (рисунок 5.21) вследствие высокого Z2. Медь имеет высокую теплопроводность, что способствует проявлению наиболее низкой температуры контакта (рисунок 5.19,з), низкого grad T2, низкой Ihc при вполне высокой мощности qr. Более высокая мощность qr на пятнах контакта композитов Cu-Fe и Cu-Fe-графит обусловлена высокими значениями grad T2 и соответствующими q2, что обеспечивает высокие коэффициенты Z2. Следует заметить, что для расчёта Z2 контакта композитов составов Cu-Fe и Cu-Fe-графит применялись теплопроводности, рассчитанные по формуле Ландауера-Бруггемана. Эти теплопроводности имели значения около 1,5 Вт/смК, что обусловило высокие рассчитанные значения q2 и Z2 (таблица 5.4). Однако высокое значение grad T2 (рисунок 5.20,е) и высокая Ts в контакте композита Cu-Fe-графит (рисунок 5.19), характерные для низко-теплопроводных материалов типа сталей,

позволяют предположить, что рассчитанные значения теплопроводности превышают реальные значения теплопроводности. Аналогичные сомнения, но в меньшей степени, следует отметить для рассчитанной теплопроводности композита состава Cu-Fe. Это указывает на ограниченную применимость формулы Ландауера-Бруггемана.

Представляется необходимым также учитывать, что твёрдость трибослоя графитсодержащих композитов ЯВ1~(2-3) НВ (таблица 4.10). Эта же закономерность проявляется в безграфитовых материалах (таблица 5.4), а также в других исследованиях, например, [193]. Поэтому следует ожидать, что упрочнение трибослоя за счёт наклёпа, FeO и т.п. не может привести к повышению его твердости более 5 ГПа. Видно также (таблица 5.4), что высокая твёрдость НВ1 трибослоя способствует проявлению высокой Ih. Однако это нельзя считать закономерностью, т.к. измеренная НВ1 не всегда соответствует твёрдости НВ1 в процессе трения. Измерение НВ1 на микротвердомере происходит с большим разбросом (<±0,7 ГПа), но такая погрешность не препятствует получению ориентировочных значений qr (рисунок 5.21), при которых кончается запас пластичности трибослоя и начинается его катастрофическое разрушение. Видно, что максимальная мощность на пятнах контакта имеет значение около 1 МВт/см2. Но вероятно, что qr<1 МВт/см2 в пятнах контакта большинства материалов при любом режиме трения.

Образование трибослоя, как следствие структурного превращения первичной структуры является этапом самоорганизации поверхностного слоя. Представляет интерес оценить мощность qr воздействия на пятна контакта, при которой напряжения в контакте первичная структура/контртело релаксируют путём образования трибослоя. Это структурное превращение начинается при некоторой контактной плотности j тока, когда толщина трибослоя d=0 мкм. Появление трибослоя (d>0) происходит при j=(20-50) А/см2 и его толщина d увеличивается при увеличении j в материалах с любой первичной структурой (рисунок 5.22). При j<(20-50) А/см2 электроразрядный ток близок к нулю, основной ток течёт по пятнам контакта и Ih^0 вследствие низкой активности

процесса пластической деформации. Возникновение трибослоя обусловлено активацией пластического течения в поверхностном слое, в первую очередь, в пятнах контакта. Соответствующая мощность qr воздействия на пятнах контакта

может быть рассчитана по формуле (5.1) = ^2 •(f • V + il2 • г1 /N)• НВ , где

твёрдость НВ первичной структуры и другие величины можно найти из таблиц 4.7 и 5.3, а также из рисунков 4.16, 4.17 и 5.14. Из этих данных следует, что мощность qr■ воздействия на пятнах контакта композитов может иметь ориентировочные значения 0,39 МВт/см2 (Си-графит-Г13); 0,38 МВт/см2 (Си-графит-ШХ15); 0,18 МВт/см2 (Сталь Ст3).

Рисунок 5.22 - Толщина трибослоя композита состава Си-графит-Г13 (а), композита состава Си-графит-ШХ15 (б), стали Ст3 (в) после скольжения при разных плотностях тока; токовая зависимость толщины трибослоя металлических

материалов (г) [207]

Видно, что для активации пластического течения на пятнах контакта композита состава Си-графит-70%Г13 требуется несколько более высокая мощность qr, чем в контактах других материалов. Эта мощность близка к мощности при катастрофическом изнашивании (рисунок 5.21,б), что связано с упрочнением частиц стали 110Г13 легирующими элементами и их низкой пластичностью в условиях скольжения с токосъёмом. Следует ожидать, что упрочнение поверхностного слоя при переходе в новое структурное состояние с образованием трибослоя не всегда сопровождается образованием частиц износа.

Следует отметить, что линейное распределение температуры вдоль оси образца (рисунок 5.19) не соответствует распространённым представлениям о том, что стационарное распределение температуры вдоль оси полубесконечного образца-стержня при износе представляется как

Г(у) - Го = (Г5 - Го )• ехр(- Ь^ • у), где коэффициент Ьм, зависит от Ь [206]. Если ^<100 мкм/км, то Г(у) - 70 =(Г8 - 70 )• ехр(- Ь • у), где Ь не зависит от Ь (То -температура окружающей среды). Это соответствует стационарному распределению температуры в полубесконечном стержне с постоянным источником тепла на торце [208]. Тогда для любых двух точек оси образца, расположенных на расстояниях у1 и у2 от поверхности контакта (рисунок 5.18), можно найти Ь = [1п(ЛГ(у1)/ ЛГ(у2 ))]/(у2 - л). Видно, что параметр Ь должен быть постоянным для конкретного материала при любых значениях у и заданной плотности тока j. В настоящей работе параметр Ь способен принимать различные значения в зависимости от значений у. Это значит, что температура на оси образца-стержня была распределена не по экспоненте в настоящих условиях.

В заключение можно отметить, что скольжение металлических материалов под воздействием электрического тока по схеме нагружения типа «рт-од-п^» сопровождается приблизительно линейным распределением температуры по оси образца. Средняя температура поверхности трения увеличивается при увеличении контактной плотности тока до значений не более 350оС. Соответствующие градиенты температуры на поверхности скольжения материала-образца увеличиваются при увеличении плотности тока и при уменьшении

теплопроводности материала. Уменьшение устойчивости трибослоя к сдвигу проявляется в виде уменьшения удельной работы внешнего воздействия по разрушению трибослоя при увеличении плотности тока. Приближение сдвиговой устойчивости к нулю происходит при достижении мощности на пятнах контакта некоторых металлических материалов, имеющих значения более 1 МВт/см2, но трибослои большинства материалов теряют устойчивость к сдвигу при более низкой мощности на пятнах контакта и разрушаются в режиме катастрофического изнашивания.

Скольжение при j<70 А/см2 происходит с 1^0 в зависимости от первичной структуры, т.е. отсутствуют признаки пластического течения поверхностного слоя. Но при некоторой у'=(20-70) А/см2 проявляется неустойчивость первичной структуры к сдвигу в зоне контакта в зависимости от состава, что релаксируется структурным превращением и образованием трибослоя. Мощность на пятнах контакта, необходимая для активации такого структурного превращения, имеет пределы (0,18-0,4) МВт/см2.

5.5 Заключение к разделу 5

1. Скольжение с плотностью тока менее 70 А/см2 происходит при интенсивности изнашивания, близкой к нулю вследствие преимущественно упругой деформации в большинстве пятнен контакта и из-за отсутствия возникновения дефектов первичной структуры в условиях многоцикловой усталости.

2. При некоторой контактной плотности тока менее 100 А/см2 усиливается адгезия в пятнах контакта и релаксация напряжений происходит за счёт пластической деформации поверхности трения, вызывающей структурное превращение и образование трибослоя.

3. Средняя температура контакта при образовании трибослоя достигает иногда 100оС, а удельная мощность внешнего воздействия (трение + электрический ток) на пятнах контакта зависит от первичной структуры, но не превышает

значений 0,4 МВт/см2. При образовании трибослоя увеличиваются твёрдость и удельное электросопротивление поверхностного слоя.

4. Структура трибослоя включает в себя фазы первичной структуры, содержащие деформационные дефекты и FeO, расположенный преимущественно на поверхности трения и на некоторой глубине.

5. Отсутствие или малое количество оксидов в трибослое материалов (например, сплав МТ^ сталь 110Г13) приводит к сильному адгезионному изнашиванию.

6. Увеличение контактной плотности тока более 100 А/см2 приводит к увеличению толщины трибослоя. Одновременно увеличивается интенсивность изнашивания, что связано с разрушением трибослоя в режиме малоцикловой усталости.

7. Удовлетворительная релаксация возникающих напряжений в трибослое осуществляется за счёт пластических микросдвигов в окрестности концентраторов напряжений и по механизму вязкой жидкости на поверхности контакта, когда отсутствует накопление структурных дефектов в вязком расплаве, разрушение трибослоя минимально и реализуется низкая интенсивность изнашивания.

8. Средняя температура контакта не превышает 350оС в режиме нормального изнашивания и плавление контактного слоя проявляется наиболее явно при скольжении безграфитовых материалов на основе меди, имеющих высокую теплопроводность и трибослои с наибольшей прочностью, что приводит к низкой интенсивности изнашивания, несмотря на наиболее высокую мощность (около 1 МВт/см2) в пятнах контакта.

9. Превышение средней температуры контакта металлических материалов более 350оС при сухом скольжении обеспечит их катастрофическое изнашивание.

6. СТРУКТУРА И РАЗРУШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЁВ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ ЭЛЕКТРОТОКА В ПРИСУТСТВИИ ЖИДКОЙ МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ СРЕДЫ МЕЖДУ КОНТАКТНЫМИ

ПОВЕРХНОСТЯМИ

Низкая адгезия на пятнах контакта является одним из основных условий проявления высокой износостойкости скользящего контакта. Адгезия уменьшается при наличии слоя какого-либо вещества (смазки, окислов металлов, легкоплавких металлов и т.п.) между контактными поверхностями. Твёрдая смазка в контактном пространстве может создавать плёнку, которая достаточно пластична или эластична, чтобы неровности контактирующих поверхностей могли перемещаться по ней, не увлекая её. Для того, чтобы такое проскальзывание в контактной области происходило без накопления дефектов, приводящих к разрушению плёнки, температура проскальзывания должна быть выше температуры её рекристаллизации [209]. Твёрдая смазка (графит, легкоплавкий металл и т.п.) могут быть составляющими «третьего тела», которое подвергается наиболее сильным механическим и термическим воздействиям. Температура на расстоянии менее 50 мкм от центра пятна контакта может быть 600оС, а в центре пятна контакта - более 1000оС [210]. Это указывает на то, что «третье тело» может находиться в момент контакта в виде расплава или в квазижидком состоянии и может деформироваться по механизму вязкой жидкости без образования дефектов структуры, т.е. как консистентная смазка. Однако прочность вязкой жидкости, как и свойства многих материалов, зависят от условий нагружения, т.е. от температуры, скорости нагружения, времени нагружения и т.п. Например, некоторые смазки при малых нагрузках деформируются как упругие тела, а при больших нагрузках - как жидкость. Но, некоторые битумы при малой нагрузке деформируются как жидкости, а при большой нагрузке - как твёрдые тела. В общем случае, характер деформации системы «третье тело»+смазка зависит от соотношения вязкости и модуля

упругости смазки. Вязкость от температуры зависит по-разному в разных веществах. Смазка деформируется упруго, если имеет высокую вязкость [211,212]. Такая смазка не способна эффективно увеличить токосъёмную площадь, но воздействие на микрообъёмы пятен контакта передаст более эффективно, что может ускорить их разрушение. Следует учесть вывод, сделанный выше, что износостойкость материалов увеличивается при увеличении токосъёмной площади и соответствующего увеличения электропроводности т;1 контакта. Это возможно, когда «третье тело» способно деформироваться по механизму вязкой жидкости. Теоретические представления о появлении расплава в условиях пластической деформации контактного слоя [27,168,169] не дают конкретных сведений о достижении этого состояния.

В настоящее время отсутствуют экспериментальные данные о деформации поверхностного слоя в экстремальных условиях с появлением явных признаков пластического течения по механизму вязкой жидкости в микрообъёмах поверхности трения при отсутствии легкоплавких металлов в зоне контакта. Подавляющее большинство оптических изображений поверхности трения содержат, как правило, только следы пластического оттеснения материала поверхностного слоя и рельеф имеет вид системы полос, ориентированных преимущественно вдоль направления скольжения, например, [138,213-215]. Это указывает на то, что изучение деформации материала поверхностного слоя в условиях экстремального трения не проводятся систематически с ориентацией на увеличение прочности поверхностного слоя. Очевидно, что увеличение износостойкости за счёт образования микрообъёмов вязкой жидкости на поверхности скольжения возможно не для всех материалов. Отсутствие данных о таких материалов или типах внешнего воздействия, условий реализации этого явления, а также других данных по исследованиям в этом направлении может указывать на отсутствие распространенных представлений о плавлении в зоне контакта. В теоретических моделях [168,169] также не указаны состав материала и условия трения, при которых происходит пластическая деформация, приводящая к образованию вязкой жидкости на поверхности трения. Поэтому

следует более конкретно изучить возможность увеличения износостойкости скользящего электроконтакта в экстремальных условиях за счёт имитации плавления поверхностного слоя путём введения легкоплавких металлов в контактное пространство.

6.1 Особенности вольтамперной характеристики скользящего контакта при появлении расплава РЬ^п в контактном пространстве

Известно [78], что легкоплавкие элементы, введённые в первичную структуру, способствуют увеличению износостойкости. Но эти элементы не находятся в расплаве в процессе трения. Из общих соображений ясно, что присутствие жидкого металла в контактном пространстве должно привести к увеличению износостойкости, т.к. расплав должен выполнять роль смазки. Эта идея подтверждена в работах [216,217], где в контактное пространство были введены сплавы галлия (температура плавления ниже 100оС). Представляет интерес продолжить эксперименты в этом направлении с другими легкоплавкими металлами и в других условиях нагружения. Плавление микрообъёмов пятен контакта и присутствие «третьего тела» на основе расплава легкоплавких элементов в контактном пространстве должно снижать напряжения в поверхностном слое, увеличивать фактическую площадь электроконтакта на границе раздела контактирующих тел и, соответственно, уменьшить коэффициент трения. Это может быть полезным при создании узла трения, если расплав не удаляется из контактного пространства.

В настоящей работе предлагается способ, основанный на предварительном введении расплава свинца и олова в контактное пространство и поддержание его в жидком состоянии за счёт джоулевой теплоты, выделяющейся на пятнах контакта. Расплав, полученный таким способом, может служить имитацией плавления контактного слоя, представленного выше [186,187]. Представляет интерес определить характеристики скользящего контакта в присутствии этого расплава в контактном пространстве. Увеличение токопроводящей площади контакта в этом случае должно вызвать увеличение электропроводности и

износостойкости контакта. Целью настоящего раздела является определение принципиальной возможности уменьшения электросопротивления зоны скользящего контакта путём введения расплава свинца и олова в зону трения композитов на стальной основе и приблизительный расчет площади, занимаемой расплавом.

Модельными материалами служили спечённые металлические композиты Си-10 %Графит-70 %ШХ15 (КМ1) и Си-10 %Графит-70 %Г13 (КМ2), свойства которых представлены в таблице 4.7. Эксперименты проведены в условиях скользящего токосъема без смазки при давлении р=0,13 МПа, скорости скольжения v=5 м/с на машине трения СМТ-1. Нагружение осуществлено по схеме «вал-колодка (рт-оп-п^)» (рисунок 4.4). Контртелом служила сталь 45 (50 НЖС). Путь трения составлял 9 км при каждом измерении триботехнических характеристик.

Электропроводность скользящего контакта металлических материалов без смазки при отсутствии расплава легкоплавких металлов в зоне трения может увеличиваться (рисунок 6.1) только за счёт увеличения электроразрядного тока в соответствии с равенством (4.4), т.к. сделано допущение, что электросопротивление на пятнах контакта г1 не зависит от плотности тока. Увеличение электропроводности проявляется в виде уменьшения положительного наклона вольтамперной характеристики (ВАХ) при увеличении плотности тока в условиях нормального изнашивания, что может быть выражено в виде

dU . dr

-= г +1--. (6.1)

di di

т-т Шг „ ^ - Ф п Ф п

Производная — вызывает нелинейность ВАХ и может быть — <0 или— >0.

ш ш ш

При некотором токе может возникнуть дополнительная проводимость, например, посредством электроразрядов при условии, что металлический контакт обеспечивает низкую токопроводящую площадь. Появление дополнительной проводимости равнозначно появлению дополнительной площади контакта, вызывающей нелинейность ВАХ.

и, в

43210

V

^.......Т У

•X'

X

210 г5~1, См/см2

300 200

X л

X

......□

_______а-

-

1и, м км/км

п

150-

100-

50

0-

х

х /

X

х.

X'

X )•'

100

□......

□

■а

0 100 200 300 А/см2

а)

100 200 300 ), А/см2

б)

Г , мкм/км

п

150 100 50 О

V

100 200 300 А/см2 в)

О 100 200 300 А/СМ2

г)

Рисунок 6.1 - Вольтамперная характеристика (а), удельная поверхностная электропроводность (б) и интенсивность изнашивания (в-г) при наличии (в) и отсутствии (г) расплава РЬ^п в зоне трения композитов, содержащих 70 %ШХ15

(КМ1) и 70 %Г13 (КМ2) (X - КМ1, • - (Pb-Sn)+КМ1, V - КМ2, ▼ - (РЬ^п)+КМ2,

□ - Си-10 %Графит-70 %^е) [218-220]

Поэтому более явно нелинейность ВАХ можно представить, если формально ввести в (5.1) токопроводящую площадь контакта ^ в виде [218-220]:

dU . dr ds

-= г +1— х —.

di ds di

(6.2)

ds

Производная — > 0 в случаях, когда увеличивается токопроводящая площадь при

di

увеличении контактного тока, но всегда производная — < 0. Поэтому при

ds

быстром увеличении s(j) может реализоваться отрицательный наклон ВАХ. Скорость роста площади контакта за счёт присутствия расплава должна зависеть от способа введения расплава металла в контактное пространство.

В настоящей работе модельные композиты содержали свинец и олово в виде покрытия сплава РЬ^п толщиной около 0,5 мм на боковой поверхности образца. При некоторой плотности тока боковая поверхность композита нагревалась до температуры плавления сплава РЬ^п, что приводило к течению расплава в зону трения. Появление расплава РЬ^п на поверхности трения

приводило к увеличению поверхностной электропроводности г'1 = у / и (г -удельное поверхностное электросопротивление контакта) контакта по сравнению с электропроводностью контакта без расплава (рисунок 5.1). Это обусловлено увеличением площади проводящего контакта. Изменение электропроводности контакта зависит от скорости поступления расплава в зону трения, что определяется, отчасти, температурой боковой поверхности образца и количеством сплава РЬ^п на боковой поверхности образца. Температура боковой поверхности образца связана с плотностью тока соотношением [221]

/ = [(Ттах - То )а-Р / р-Б]0,5, (6.3)

где у - плотность тока, необходимая для разогрева боковой поверхности проводника до температуры Ттах; а - коэффициент теплоотдачи в окружающую среду; (Ттах—То) - разность температур на поверхности проводника и окружающей среды; Р, р, Б - периметр сечения, удельное электросопротивление и площадь сечения проводника соответственно. Отсюда следует, что боковая поверхность проводника с более высоким р нагреется до температуры плавления системы РЬ-Sn при более низкой плотности тока, если остальные параметры равны. Поэтому наклон ВАХ и электропроводность контакта КМ2, имеющего высокое р (таблица 4.7), начинает уменьшаться при более низком значении / (рисунок 6.1, а) вследствие появления расплава в контактном пространстве. Следует отметить, что джоулева теплота на пятнах контакта также сильно влияет на нагрев боковой поверхности образца. Визуально интенсивность проявления электроразрядов

практически не уменьшается при образовании расплава в зоне контакта, что указывает на небольшую площадь, занимаемую расплавом. Но контактное падение напряжения и уменьшается вплоть до появления отрицательного наклона ВАХ (рисунок 6.1, а). При /<150 А/см2 численные значения Ь композита КМ1 практически одинаковы при наличии или отсутствии расплава РЬ^п в контактном пространстве, что объясняется низким количеством расплава. При появлении расплава в контактном пространстве КМ1 в интервале /=150-250 А/см2 наблюдается возрастание электропроводности контакта КМ1 (рисунок 6.1, б) и некоторая стабилизация интенсивности изнашивания (рисунок 6.1, в). В интервале/>250 А/см2 электропроводность уменьшается и резко возрастает Т^ что указывает на начало катастрофического изнашивания. Видно, что присутствие расплава РЬ^п несколько снижает Ту1 и увеличивает электропроводность г - в сравнении с трением без расплава и без смазки. Но расплав в контактном пространстве не обеспечивает увеличение критической плотности тока /с, при которой начинается катастрофическое изнашивание. Кроме того, расплав обеспечивает электропроводность контакта ниже, чем электропроводность сухого контакта композита Си-10 %Гр-70 %Fe (рисунок 6.1, б). Аналогичное поведение проявляет композит на основе стали Г13, т.е. расплав не приводит к увеличению плотности тока, соответствующей началу катастрофического изнашивания и не уменьшает значительно интенсивность изнашивания. Это можно считать как некоторое указание на слабую перспективу применения узлов скольжения с токосъёмом, где контактное пространство заполнено расплавом легкоплавких металлов.

Выше отмечено, что обычно электропроводность контакта металлических композитов уменьшается в стадии катастрофического изнашивания. Видно (рисунок 6.1, в-г), что катастрофическое изнашивание композитов при отсутствии расплава РЬ^п и в его присутствии начинается при /=280 А/см2 (контакт КМ1) и при /=200 А/см2 (контакт КМ2). Соответствующие кривые г;1/ при отсутствии расплава РЬ^п при этих же плотностях тока (рисунок 6.1, б) меняют свой наклон на отрицательный. Но отрицательный наклон кривых г;1/ в присутствии

расплава РЬ^п появляется при более высоких / (рисунок 6.1, б). Подобное различие триботехнического поведения композитов в присутствии и отсутствии расплава РЬ^п требует отдельного изучения и не может быть задачей настоящей работы. Можно лишь допустить, что механизмы разрушения поверхностного слоя композита зависят от присутствия или отсутствия расплава РЬ^п в контактном пространстве. Не исключено, что это может не представлять интерес вообще, т.к. численные значения г;1 контактов композитов низки по сравнению со значениями г;1 сухого контакта композита Си-10 %Гр-70 %Fe КМ1 (рисунок 6.1,б). Это указывает на слабую эффективность применения расплава РЬ^п для увеличения электропроводности и износостойкости скользящего контакта композитов на основе сталей и следует конструировать материалы, обеспечивающие низкое г1.

6.2 Расчёт токосъёмной площади при введении расплава Pb-Sn в контактное

пространство

Протекание электроразрядного тока указывает на то, что расплав занимает небольшой объём в контактном пространстве. Следствием малого объёма расплава является его слабое влияние на характер трения, в первую очередь, на численное значение плотности контактного тока, при котором начинается режим катастрофического изнашивания композитов. Однако введение расплава в контактное пространство металлических композитов приводит к некоторому увеличению электропроводности и износостойкости контакта. Небольшой объём расплава в зоне трения и, следовательно, невысокая площадь непосредственного контакта, которую формирует расплав РЬ^п, позволяет утверждать, что сопротивление стягивания на пятнах контакта может быть относительно высоким. В настоящей работе предлагается оценить эту площадь с учетом того, что в электроконтакте ток протекает по пятнам фактического контакта и по контактному пространству в виде разрядов. Тогда общее сопротивление г контакта можно представить в виде параллельного соединения сопротивлений г1

и г2 в соответствии с формулой (4.4), т.е. г 1 = Г1 1 + Г-1, где г1 и г2 -

электросопротивление на пятнах фактического контакта и на совокупности разрядов соответственно. Сопротивление г1 является сопротивлением стягивания

г

= 0,25р1 + рс)/ ап, где р1 и рс - удельное электросопротивление трибослоя и

контртела (рс=0,2- мкОм-м) соответственно; а - средний радиус пятна контакта; п - количество пятен контакта [12,112]. Радиус а можно найти из выражения площади фактического контакта Аг=па2п. Подставляя а в выражение сопротивления стягивания, получим

г

= 0,25{Р1 +рс п)0,5 А

0,5 , -0,5

(6.4)

г 1 = Г- 1 + Г- 1

т 1т - '

В присутствии расплава в зоне трения и протекания электроразрядного тока сопротивление контакта гт записывается по аналогии с (4.4)

(6.5)

где г1т - сопротивление непосредственного контакта системы пятен фактического контакта и расплава. Можно представить, что расплав располагается вокруг выступов шероховатости, образующих пятна фактического контакта, и на этих комбинированных пятнах контакта происходит стягивание линий электрического поля (рисунок 6.2).

Рисунок 6.2 - Схематичное изображение пятна контакта и расплава вокруг него: 1 - контртело (точки А, Б, В - зоны появления электроразрядов, Г - слой расплава РЬ^п вокруг пятна контакта), 2 - трибослой композита

Сопротивление стягивания на этих комбинированных пятнах контакта в таком приближении записывается по аналогии с (6.4)

г

1т

= 0,25{р1 +Рс X*/п)0,5 (Аг + Sm )

\-0,5

(6.6)

где 8т - площадь в контактном пространстве, занимаемая расплавом. Величина

Г1т

имеет смысл электропроводности фактического контакта в присутствии

1

расплава РЬ^п и может быть найдена из рисунка 6.1, б. Можно допустить, что свойства поверхностного слоя (твёрдость, удельное электросопротивление и т.п.) в присутствии расплава близки к свойствам поверхностного слоя в отсутствии расплава. Тогда величины г1, р1, п и Аг в присутствии расплава такие же, как в его отсутствии (таблица 4.10). Разделив (6.4) на (6.6) и делая преобразования, можно получить отношение sJАr в виде

sm/Аг =(г1 • гы)2 -1 (6.7)

Если допустить, что для каждого конкретного и сопротивление г2 одинаково в присутствии расплава в зоне трения и без него, то величина г-1 может быть представлена из формулы (6.5) с учётом формулы (4.4) (г— = г-1 + г-1) в виде