close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Формирование градиентной структуры металлов и сплавов в условиях адгезионного взаимодействия при трении скольжения и сварке трением с перемешиванием

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
КОЛУБАЕВ Евгений Александрович
ФОРМИРОВАНИЕ ГРАДИЕНТНОЙ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛОВ И
СПЛАВОВ В УСЛОВИЯХ АДГЕЗИОННОГО ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ПРИ
ТРЕНИИ СКОЛЬЖЕНИЯ И СВАРКЕ ТРЕНИЕМ С ПЕРЕМЕШИВАНИЕМ
Специальность 01.04.07
Физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени
доктора технических наук
Новокузнецк – 2016
Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном учреждении
науки Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения
Российской академии наук,
федеральном государственном автономном образовательном учреждении высшего образования «Национальный исследовательский Томский политехнический
университет»
Официальные оппоненты:
Мерсон Дмитрий Львович – доктор физико-математических наук, профессор,
федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего
образования «Тольяттинский государственный университет», директор научноисследовательского института прогрессивных технологий, профессор кафедры
нанотехнологий, материаловедения и механики
Буров Владимир Григорьевич – доктор технических наук, профессор, федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования «Новосибирский государственный технический университет», профессор
кафедры материаловедения в машиностроении
Потекаев Александр Иванович – доктор физико-математических наук, профессор, Сибирский физико-технический институт имени академика В.Д. Кузнецова
Томского государственного университета, директор
Ведущая организация
Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования «Томский государственный архитектурно-строительный
университет»
Защита состоится «27» сентября 2016 г. в 10 часов на заседании диссертационного совета Д 212.252.04 на базе Сибирского государственного индустриального
университета по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровская обл., ул. Кирова,42.
Факс: (8-3843) 46-57-92, E-mail: d212_252_04@sibsiu.ru
С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке
ФГБОУ ВО «Сибирский государственный индустриальный университет» и на
официальном сайте университета www.sibsiu.ru
Автореферат разослан «___» июля 2016 г.
Ученый секретарь
диссертационного совета
д.х.н., профессор
Горюшкин Владимир Федорович
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность работы
Трение как физическое явление широко распространено в природе. Без него
трудно представить себе возможность относительного перемещения объектов
различного происхождения. С трением, как правило, связано сопротивление движению тел, негативные последствия которого проявляются в энергетических потерях, в выделении тепла в сопряжениях, в неконтролируемых изменениях структуры взаимодействующих тел, в разрушении контактирующих поверхностей и
т.д. В то же время на действии сил трения основана работа множества механизмов на транспорте, в машиностроении, энергетике, в которых благодаря трению
сопряженных деталей передаются усилия, обеспечивающие совершение полезной
работы. С трением связаны различные технологические процессы — прокатка
металлов, сварка трением деталей из различных материалов, дробление и истирание сыпучих материалов, шлифование и полирование деталей в машиностроении
и др. Все вышеизложенное свидетельствует о том, что трение имеет большое значение в современном индустриальном мире.
Трение объединяет в себе многие явления, имеющие самую различную природу. В литературе по трибологии большое внимание уделяется изучению данного
процесса на основе механики, физики, химии и других смежных наук. Наибольшие
успехи к настоящему времени достигнуты в области механики трения, материаловедения антифрикционных и фрикционных материалов, теории смазки. В меньшей
степени развиты представления о физических механизмах трения и износа, которые непосредственно связаны с деформированием поверхностных слоев материалов при трении. Пионерскими работами, в которых рассмотрен физический механизм эволюции деформированной структуры поверхностного слоя при трении,
были работы о роли дислокационного ансамбля в данном процессе.
Новый этап в развитии представлений о трении и изнашивании начался с
предложенной академиком В.Е. Паниным концепции о структурных уровнях деформации твердых тел, основой которой является многоуровневый подход к процессам деформации. Применение такого подхода к анализу деформирования поверхностных слоев металлов при трении позволило сформулировать положения о
трении и износе, которые включают в себя описание эволюции структуры поверхности трения, зарождения и механизмов отрыва частиц износа. В этих работах было показано, что механизм формирования и отрыва частицы износа по своей сути связан с вихревым характером пластического течения в приповерхностных слоях трения. Этот процесс протекает самосогласованно в иерархии микро- и
мезомасштабных уровней.
Актуальность диссертационной работы связана с дальнейшим развитием
исследований эволюции структуры материалов при трении и изнашивании на основе объединения отмеченных выше концепций с анализом динамики трибологического контакта. В работе используются теоретические принципы физической
мезомеханики применительно к анализу контактирования сопряжений при трении скольжения, что открывает широкие перспективы при создании новых материалов и износостойких покрытий для узлов и деталей, работающих в условиях
изнашивания.
3
Степень разработанности темы
Вопросам исследования трения и изнашивания посвящено большое количество работ известных российских и зарубежных ученых — Петрова Н.П., Рейнольдса О., Кузнецова В.Д., Крагельского И.В., Боудена Ф.П., Тейбора Д., Хрущова М.М., Свириденка А.И., Ригни Д.А., Дроздова Ю.Н., Бушана Б., в которых
рассмотрены различные аспекты трения твердых тел, включая физические и химические процессы на сопряженных поверхностях, механику контактирования,
пластическое деформирование и разрушение поверхностных слоев материалов,
анализ сил трения и механизмов изнашивания.
Исследования процессов трения и изнашивания, выполненные зарубежными и российскими учеными, показали, что в результате трения формируется градиентная структура, состоящая из последовательности слоев с разной степенью
деформации. Было установлено, что деформирование представляет собой периодический процесс накопления деформации и разрушения поверхностного слоя.
Изнашивание материала непосредственно связано со структурой и толщиной
сильнодеформированного, фрагментированного поверхностного слоя.
Начиная с 90-х годов XX века, исследованиями структурообразования при трении занимались сотрудники лаборатории физики упрочнения поверхности Института
физики прочности и материаловедения СО РАН, в результате чего были установлены
причины локализации деформированного поверхностного слоя при трении, закономерности формирования фрагментированной структуры и механизм образования частиц износа. В этих работах показано, что высокие степени деформации обусловлены
«ротационным» массопереносом, который приводит к образованию фрагментированной структуры в поверхностном слое и создает предпосылки для недислокационного скольжения под действием сил трения. В соответствии с представлениями физической мезомеханики фрагменты субструктуры, участвуя во вращательном и трансляционном движении, образуют мезовихри с радиусом, зависящим от толщины
фрагментированного слоя, которые предопределяют образование частиц износа. Их
отделение обусловлено образованием поверхностей раздела, полостей, трещин и др.
по границам мезовихрей вследствие несоответствия деформаций поверхностного
слоя, имеющего нанодисперсную структуру, и нижележащего материала.
В развитие предыдущих исследований необходимо рассмотреть проблемы
деформирования и разрушения поверхностных слоев износостойких материалов
и твердых покрытий при трении скольжения с учетом динамических явлений,
экспериментально обосновать механизм, обусловливающий высокую износостойкость аустенитной стали Гадфильда, проанализировать эволюцию структуры
поверхностного слоя при переходе от стационарного изнашивания к катастрофическому с использованием акустической эмиссии, отражающей динамику трения
при исследовании процессов трения и изнашивания металлов. Представленные
в диссертации результаты исследований могут быть использованы для разработки принципов создания износостойких материалов и покрытий.
Перспективным направлением исследований, требующим детального рассмотрения, является обоснование механизма формирования структуры сварного соединения при сварке трением с перемешиванием на основе принципов, разработанных для процесса трения металлов. Развитие данного направления должно создать
4
предпосылки для разработки критериев технической целесообразности внедрения
процесса сварки трением с перемешиванием в производство.
В данной работе преимущественно исследуются процессы взаимодействия
твердых тел при сухом трении скольжения, так как из-за большой силы трения
наиболее ярко проявляется кинетика пластического деформирования и разрушения поверхностных слоев взаимодействующих материалов.
Цель и задачи
Цель работы заключалась в установлении закономерностей формирования
поверхностных слоев металлических материалов в условиях адгезионного взаимодействия при трении и сварке трением с перемешиванием, а также в обосновании технологических способов упрочнения поверхностей конструкционных материалов для трибосопряжений.
Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:
1. Провести исследования характеристик звукового сигнала при трении
скольжения стали Гадфильда и изменения коэффициента трения в зависимости
от триботехнических параметров.
2. Выявить основные закономерности эволюции структуры поверхностного слоя стали Гадфильда на основании частотного спектра и интенсивности
сигналов акустической эмиссии.
3. Установить роль динамических процессов в структурообразовании поверхностных слоев хрупких, упругопластичных и пластичных материалов при трении.
4. Провести комплексный анализ изнашивания поверхностно упрочненных материалов, полученных методами ультразвуковой ударной и электроннолучевой обработок, ионной имплантации и нанесения твердых покрытий.
5. Изучить особенности образования микроструктуры сварного шва, полученного сваркой трением с перемешиванием, на основе представлений о вихревом
характере пластического течения в зоне, примыкающей к сварочному инструменту.
6. Выявить основные закономерности деформирования и разрушения
сварных соединений алюминиево-магниевого сплава, выполненных способом
сварки трением с перемешиванием.
Научная новизна
1. Установлено, что формирование частиц износа в результате трения стали Гадфильда преимущественно обусловлено окислением поверхности металла и
разрушением оксидов. Перемешиваясь с металлом, частицы оксидов образуют
тонкий слой нанокристаллического строения, разрушение которого контролирует
интенсивность износа.
2. С использованием методов непрерывной регистрации величины коэффициента трения и звуковых сигналов в процессе трения впервые установлена
прямая зависимость между динамикой трения, характером изнашивания и параметрами частиц износа.
3. Впервые показано, что возрастание медианной частоты акустической
эмиссии обусловлено появлением высокочастотных составляющих в спектре
сигнала, которые появляются на этапе образования поверхностного слоя при трении, что также сопровождается возрастанием коэффициента трения.
5
4. Впервые получены количественные данные о кинетике износа и состоянии фаз тонких (5 мкм) нанокристаллических покрытий в режиме дифракционного
кино (скоростная дифрактометрия) с использованием синхротронного излучения.
5. Предложено объяснение снижения скорости изнашивания поверхностно
упрочненных материалов, которое заключается в том, что более твердый поверхностный слой препятствует вихревому течению материала и фрагментированию
поверхностного слоя.
6. Дана новая трактовка механизма формирования сварного шва при сварке трением с перемешиванием, заключающаяся в том, что образование микроструктуры в зоне контактирования сварочного инструмента с металлом аналогично образованию поверхностного слоя при трении скольжения.
Теоретическая и практическая значимость работы
Развиты представления о характере изнашивания высокоизносостойкой
аустенитной стали Гадфильда, которые подтверждают концепцию, сформулированную академиком В.Е. Паниным, о ведущей роли фрагментации материала в
процессах изнашивания при трении скольжения. Низкая скорость изнашивания
стали Гадфильда обусловлена малой толщиной фрагментированного поверхностного слоя, который состоит из оксидов и -фазы железа.
Полученные результаты и установленные закономерности расширяют
представления о физической природе и механизмах возбуждения фрикционных
колебаний звуковой и ультразвуковой частоты при трении и изнашивании металлических материалов и твердых покрытий. Результаты работы позволяют выработать критерии устойчивости материала при фрикционном взаимодействии на
основании анализа сигналов акустической эмиссии.
Установлена эффективность применения ультразвукового ударного воздействия на поверхность изделий из цементированных конструкционных сталей с
неравновесной структурой. Данный способ может быть рекомендован для модификации микроструктуры цементированного поверхностного слоя с целью улучшения его физико-механических свойств и износостойкости.
Результаты анализа микроструктуры сварного шва, полученного методом
сварки трением с перемешиванием, и условий его формирования в зависимости
от технологических параметров процесса могут быть использованы для получения качественных сварных соединений и выработки рекомендаций по диагностике и контролю качества сварных швов, что подтверждается патентами.
Методология и методы исследования
Методологическую основу составили труды отечественных и зарубежных
ученых, указанные в диссертации, по исследованию проблем в области трения и
изнашивания металлических материалов на основе представлений о пластической деформации поверхностного слоя как основном механизме эволюции структуры при трении. В работе были использованы экспериментальные методы металлографического анализа структуры металлов, рентгеноструктурного анализа,
электронной просвечивающей и сканирующей микроскопии, акустической эмиссии. Исследования проведены на конструкционных металлах и сплавах, применяемых в машиностроении для изготовления узлов трения и неразъемных соединений легких конструкций. Износостойкая сталь Гадфильда (110Г13Л) использова6
лась для оценки деформационных эффектов деградации исходной структуры поверхностного слоя при трении. Основным механизмом изнашивания данной стали является механохимический износ. Стали 45, 20ХН3А и 15Н3МА подвергались поверхностному упрочнению методами ультразвуковой ударной и электронно-лучевой обработок. На сплав ВК-8 и титан марки ВТ1 наносили ионноплазменные твердые покрытия. Сплав БрА9Ж4 подвергался ионной имплантации
для модифицирования поверхностного слоя. Алюминиево-магниевые сплавы использовали для анализа деформационной структуры сварного соединения, полученного сваркой трением с перемешиванием.
Положения, выносимые на защиту
1. Экспериментально установленные закономерности образования структурно-неоднородного поверхностного слоя аустенитной стали Гадфильда при
трении скольжения, заключающиеся в том, что по мере повышения давления в
трибосопряжении происходит выделение железомарганцевого карбида, частичное  превращение и формирование тонкого (до 5 мкм) фрагментированного
слоя основного металла с частицами оксидов.
2. Совокупность экспериментальных данных о влиянии динамических
процессов, характеризующихся акустическим излучением, на коэффициент трения и особенности разрушения поверхностного слоя стали Гадфильда с отделением частиц износа при сухом трении скольжения.
3. Закономерности изнашивания поверхностных слоев материалов, полученных методами ультразвукового и электронно-лучевого воздействия, ионной
имплантации и ионно-плазменного напыления.
4. Механизм формирования микроструктуры сварного соединения, полученного методом сварки трением с перемешиванием, основанный на представлениях о деформировании поверхностного слоя металлов при трении скольжения.
5. Структурные особенности разрушения сварного соединения, полученного способом сварки трением с перемешиванием, определяющиеся дефектами,
сформированными в результате нарушения технологических режимов сварки.
Степень достоверности, вклад автора и апробация результатов исследования
Достоверность экспериментальных результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач, их физической обоснованностью, большим
объемом экспериментальных данных, полученных с помощью современных методов исследований структуры. Результаты работы подтверждаются их воспроизводимостью и согласованностью между собой.
Основные результаты диссертации отражены в 56 публикациях, в том числе
в 34 статьях в научных журналах, включенных в перечень ВАК РФ, в 19 статьях в
зарубежных научных изданиях, индексируемых в базах данных Web of Science и
Scopus, а также в 3 патентах.
В исследованиях, представленных в диссертации, автору принадлежит решающий вклад в проведение экспериментов, в обработку и обсуждение полученных результатов, в написание статей, в представление докладов на международных и отечественных конференциях. Постановка задач, положения, выносимые
на защиту, и выводы диссертационной работы сформулированы лично автором.
7
Результаты исследований были представлены и обсуждены на всероссийских и
международных конференциях: Российской конференции «Новые технологии — железнодорожному транспорту», Омск, 2000 г.; Международной научно-технической
конференции «Надежность машин и технических систем», Минск, 2001 г.; Международной научно-технической конференции, посвященной памяти Генерального конструктора аэрокосмической техники академика Н.Д. Кузнецова, Самара, 2001 г.; 6th
International Symposium “INSYCONT ’02” New Achievements in Tribology, Краков,
2002 г.; I Международной конференции «Современные проблемы машиностроения и
приборостроения», Томск, 2002 г.; ХV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Тольятти, 2003 г.; II Всероссийской конференции
молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в III тысячелетии»,
Томск, 2003 г.; Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 2004 г., 2006 г.,
2009 г., 2011 г.; XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 2006 г.; Международной научно-технической конференции
«Полимерные композиты и трибология», Гомель, 2007 г.; VI Всероссийской конференции по рентгеноспектральному анализу, Краснодар, Туапсе, 2008 г.; Международной научно-технической конференции ПОЛИКОМТРИБ-2009, Гомель, 2009 г.;
International Conference “Tribilogie-Fachtagung”, Göttingen, 2009; Научно-технической
конференции с участием иностранных специалистов, посвященной 120-летию со дня
рождения проф. М.М. Хрущова, Москва, 2010 г.; IV Международной конференции
«Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», Москва, 2011 г.;
V Международной школе «Физическое материаловедение», Тольятти, 2011 г.; Научных чтениях им. чл.-корр. РАН И.А. Одинга «Механические свойства современных
конструкционных материалов», Москва, 2012 г.; Всероссийской научно-технической
конференции с участием иностранных специалистов «Проблемы машиноведения:
трибология — машиностроению», Москва, 2012 г.; Международной конференции
«Иерархически организованные системы живой и неживой природы», Томск, 2013 г.;
Международной конференции «Машины, технологии и материалы для современного
машиностроения», Москва, 2013 г.; V Международной конференции «Деформация и
разрушение материалов и наноматериалов», Москва, 2013 г.; Международной конференции «Физическая мезомеханика многоуровневых систем. Моделирование, эксперимент, приложения», Томск, 2014 г.; German-Russian Workshop «Advances in
Tribology: Science, Technology and Education», Карловы Вары, 2015; Международной
конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых
технологий и надежных конструкций», Томск, 2015 г.
Структура и объем диссертации
Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов, выводов,
списка использованных источников и приложений, включающих документы об
использовании результатов работы. Полный объем диссертации — 288 страниц,
включая 173 рисунка, 9 таблиц и библиографию из 222 наименований.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы диссертации, степень ее разработанности, приведены цель и задачи исследования, научная новизна, теоретиче8
ская и практическая значимость работы, методология и методы исследования,
положения, выносимые на защиту, степень достоверности, вклад автора и апробация результатов исследования.
В первом разделе представлены экспериментальные исследования о закономерностях трения и износа стали Гадфильда (110Г13Л). Трение образцов осуществляли при низкой скорости скольжения и малой нагрузке, учитывая, что в
этих условиях номинальное давление значительно ниже предела текучести, а тепловой режим на поверхности, обусловленный фрикционным нагревом, не приводит к заметному изменению прочностных свойств
материала.
Как показали исследования, в области стационарного трения стали Гадфильда имеет место проа
б
стой
механохимический
износ. Изучение строения и
морфологии частиц износа
с использованием растровой и просвечивающей
электронной микроскопии
показало, что существуют
два типа частиц (рисунок
1,а,б). Большая часть частиц износа представляет
собой конгломераты округв
г
лой формы размером от неРисунок 1 – Частицы износа стали 110Г13Л:
скольких микрометров до
конгломераты, состоящие из мелких частиц (а);
частицы, образованные в результате выкрашивания (б); нескольких сотен микроизображение и электронограмма частицы износа,
метров, состоящие из более
полученные методом просвечивающей электронной
мелких частиц, диаметр комикроскопии (в); темное поле, полученное в рефлексе
торых составляет доли
типа [202] Mn3O4 (указан стрелкой) (г)
микрометра (рисунок 1,а).
Электронно-микроскопическое исследование (рисунок 1,в) позволило установить,
что конгломераты состоят из разориентированных друг относительно друга элементарных частиц нанометрового размера, о чем свидетельствует кольцеобразный
вид микроэлектронограмм. Присутствие точечных рефлексов свидетельствует о
разномасштабном строении частиц износа. Кроме того, анализ электронограмм
указывает на наличие различных фаз в частицах износа, прежде всего - и α-фаз,
возможно и -мартенсита. На электронограммах частиц износа идентифицируются также рефлексы железомарганцевого оксида (Fe,Mn)3O4 (рисунок 1,г). Другой
тип частиц, показанный на рисунке 1,б — это крупные плоские частицы, образование которых связано с выкрашиванием металла с поверхности трения. Их размеры в двух направлениях сравнимы с размерами зерен основного металла, а
толщина составляет единицы микрометров.
9
На рисунке 2 показана предварительно отполированная боковая поверхность образца втулки из стали Гадфильда после испытаний на трение. Наблюдается ярко выраженный зеренный рельеф на боковой поверхности, что свидетельствует об изменении ориентации зерен по сравнению с исходным состоянием. На
гранях зерен видны следы скольжения, которые указывают на пластические сдвиги в зернах
поверхностного
слоя
образца.
Сдвиги наблюдаются преимущественно
в одной системе скольжения. Такой характер
пластического деформирования, при котором
отсутствует множественное скольжение, препятствует образованию фрагментов, предшествующих образованию частиц износа, и, как
Рисунок 2 – Рельеф боковой
следствие, обеспечивает высокую износостойповерхности образца,
кость данной стали. Формирование частиц изобразованный в результате трения носа в результате трения стали Гадфильда обускольжения
словлено окислением поверхности металла и
разрушению оксидов. Перемешиваясь с металлом, частицы оксидов образуют
тонкий ( 3–5 мкм) слой нанокристаллического строения, разрушение которого и
обусловливает износ.
Исследования поверхности трения методом
скользящего рентгеновского пучка показало, что в
поверхностных слоях стали Гадфильда в результате
трения скольжения образуется незначительное количество -фазы, обладающей ОЦК кристаллической решеткой, и оксиды железа и марганца. Образование -фазы в железомарганцевом сплаве обусловлено выделением карбидов на основе железа и
марганца при фрикционном нагреве и повышении
диффузионной активности углерода, в результате
чего аустенит обедняется углеродом и испытывает
 превращение. Действительно, на рентгенограммах поверхности трения наблюдаются рефлексы железомарганцевого карбида (Fe,Mn)3C.
Рисунок 3 – ЭлектронноИзучение микроструктуры и анализ фаз с помикроскопическое
мощью просвечивающей электронной микроскопии
изображение оксидного
слоя состава Fe2O3
показали, что в поверхностном слое присутствуют
морфологически различные фазы, что совпадает с результатами рентгеноструктурного анализа. Наличие мелкодисперсных частиц оксида железа Fe2O3 на поверхности трения подтверждается кольцевой электронограммой (рисунок 3). В
результате изнашивания окисная пленка выкрашивается, отделяясь в виде частиц
износа. На поверхности оксидная пленка сохраняется частично, располагаясь
участками.
Деформированный металл на поверхности трения имеет нанокристаллическое строение. Размер кристаллитов значительно меньше ста нанометров. Иссле10
дования показали, что на поверхности также присутствуют - и α-фазы. Образование -фазы обычно связано с распадом аустенита при деформировании, особенно при высокоскоростной деформации.
Исследования структуры стали Гадфильда на глубине 0,5–1,0 мкм от поверхности после испытаний на трение показали, что фазовый состав и микроструктура металла совпадают с наблюдаемыми на поверхности. Основной металл
имеет нанокристаллическое строение (рисунок 4,а), размеры структурных составляющих которого изменяются в пределах десятка нанометров (рисунок 4,б).
Микроэлектроннограмма на рисунке 4,б соответствует -фазе металла.
а
б
Рисунок 4 – Электронно-микроскопическое изображение нанокристаллической
структуры, формирующейся в поверхностном слое на глубине 0,5–1,0 мкм в условиях
сухого трения (а); темное поле, полученное в рефлексе [002] -Fe (б)
Методом темного поля было показано, что на глубине 0,5–1,0 мкм, кроме
аустенита, присутствуют феррит и -мартенсит (рисунок 5).
а
б
в
Рисунок 5 – Темнопольное изображение α-фазы в рефлексе [002] (а); темнопольное
изображение -фазы на глубине 0,5–1,0 мкм (б). На рисунке (б) показана
электронограмма -фазы; на электронограмме аустенита (в) стрелками
указаны слабые рефлексы оксида Fe2O3
Как уже было отмечено, марганцовистый аустенит наиболее склонен к 
превращению при ударных нагрузках, что характерно при трении в режиме адгезионного изнашивания. Из анализа электронограмм следует, что встречаются
также выделения оксида Fe2O3.
11
На глубине 10–15 мкм от поверхности степень деформирования металла
уменьшается, отсутствуют оксиды, что указывает на локализацию пластического
течения с перемешиванием металла и окружающей среды лишь в тонком поверхностном слое. При этом характерной структурой является аустенит с зеренной
структурой, которая разбивается на фрагменты с ориентацией близкой к исходному зерну.
Величина
структурных
элементов на глубине 10–15 мкм
составляет 100 нм и более.
Микроструктуру металла на
данной глубине можно охарактеризовать
преимущественно
как разнородную, сочетающую в
себе ультрадисперсную и крупнодисперсную, о чем свидетельствует электронограмма (рисунок 6). В результате пластичеа
б
ской деформации, кроме ульРисунок 6 – Полосовая структура с
традисперсной, образуется почередующимися линиями скольжения и
лосовая структура, в которой
двойниками (а) и пересекающиеся линии
чередуются линии скольжения и
скольжения (темнопольное изображение в
двойники (рисунок 6,а). Встререфлексе [002] γ-Fe) (б)
чаются области полосовой структуры с пересекающимися линиями скольжения
(рисунок 6,б).
При удалении от поверхности наблюдается постепенное уменьшение степени деформирования, что хорошо видно на боковой поверхности образца, на которой в процессе трения формируются макроскопические полосы локализованной деформации и двойники (рисунок 2). Полосы локализованной деформации в
отдельных кристаллитах чередуются с недеформированными областями. Структура полосы локализованной деформации представляет собой однородное распределение линий скольжения и двойников. Причиной образования рельефа на
боковой поверхности образца является деформация, распространяющаяся на
большую глубину от поверхности, вызванная возбуждением упругих колебаний
при трении в результате процесса прерывистого скольжения (stick slip).
На глубине 130–200 мкм пачки двойников и линий скольжения располагаются преимущественно в одной системе сдвига (рисунок 7,а). Кроме этого,
встречаются области, где ранее образовавшиеся двойники искривляются вследствие пересечения другими двойниками и линиями скольжения (рисунок 7,б).
Вдали от поверхности трения (700 мкм), основная структура стали
Гадфильда представляет собой аустенит, другие фазы отсутствуют. Микроструктура аустенита крупнозернистая, по границам зерен имеются включения цементита. Тонкая структура стали Гадфильда на этой глубине характеризуется хаотичным распределением дислокаций. Вблизи межзеренных границ микроструктура представляет собой неразориентированную ячеисто-сетчатую субструктуру.
12
а
б
Рисунок 7 – Чередование
полос скольжения и
двойников на глубине
130 мкм от поверхности
трения и соответствующие
им микродифракционные
картины. Стрелками
указаны двойниковые
рефлексы
Во втором разделе приведены результаты исследования звуковой эмиссии
при трении скольжения стали Гадфильда (110Г13) в отсутствие смазки. Известно,
что при определенных условиях в сопряжении возникают вибрации или генерируется звук, воспринимаемый как шум, скрип или визг. При применении специальной аппаратуры фиксируют и ультразвуковые сигналы, которыми сопровождается трение. Все перечисленные эффекты относятся к упругим колебаниям,
возникающим в паре трения при относительном перемещении сопряженных поверхностей. Природа появления упругих колебаний при трении изучается в механике давно и к настоящему времени основной причиной, обусловливающей эти
колебания, считается ниспадающая зависимость коэффициента трения при увеличении скорости скольжения. Однако механика не учитывает деформирование и
изнашивание материалов сопряжения, которые могут оказывать влияние на возбуждение упругих колебаний.
При реальных давлениях порядка нескольких МПа на выступающих микроучастках неровностей поверхности развиваются давления, приводящие к пластическому деформированию, срезу и смятию микронеровностей. При этом
нарушается устойчивость относительного перемещения образца и контртела.
Тангенциальные напряжения на поверхности изменяются скачком, что приводит
к возбуждению упругих колебаний. Эти колебания не постоянны, так как пластический сдвиг в поверхностном слое идет не непрерывно, а скачкообразно. Каждый новый акт пластической деформации ведет к зарождению в нижележащем
материале упругой волны сдвига, которая распространяется вглубь со скоростью,
соответствующей скорости поперечной звуковой волны. Далее упругие сдвиговые волны, инициированные пластическим сдвигом, интерферируют, и в системе
устанавливаются колебания с частотой, характерной собственным колебаниям
трибосопряжения.
При контактировании двух твердых тел между поверхностями возникает
адгезионное взаимодействие в пятнах касания с образованием «мостиков сварки». С точки зрения механики, разрушение «мостика сварки» аналогично пластическому сдвигу в пятне касания. Следовательно, упругие колебания будут возникать и в этом случае.
Испытания на трение подтвердили имеющиеся в научной литературе представления о зависимости силы звука от величины коэффициента трения (kтр). При
всех вариантах испытаний было установлено, что уменьшение kтр ведет к снижению интенсивности звучания пары трения. Были проведены сравнительные испытания на трение образцов из стали 110Г13Л по схеме «валвтулка» с применением специального демпфирующего устройства, которое позволяло изменять си13
лу звучания при сохранении условий контактирования. В диссертации показано,
что существует и обратное влияние — изменение интенсивности звука при трении вызывает изменение коэффициента трения.
На рисунке 8 представлены результаты записи звуковой эмиссии и значения
kтр при испытании втулки без демпфирующего устройства. Звук возбуждается
периодически с частотой, равной 1,5 с1, о чем свидетельствует амплитуда звукового сигнала, показанная на рисунке 8,а. Спектр звучания (рисунок 8,б) состоит
из набора гармоник. При этом частота повторения звукового сигнала, его сила и
спектр не изменялись в течение всего времени испытаний. На рисунке 8,в показана зависимость коэффициента трения от времени, который изменяется около
среднего значения, равного 0,76, случайным образом с малой амплитудой.
Интенсивность звука
a
б
в
kтр.
1,2
0,9
0,6
0,3
0,0
4с
t, с
4200
4220
4240
Рисунок 8 – Зависимость интенсивности звуковой волны от времени (а), спектр звука
при трении по схеме «валвтулка» (б) и соответствующий им коэффициент трения (в)
Применение специального демпфирующего узла крепления значительно
снизило силу звука (рисунок 9,а) и изменило спектр звучания данной пары трения (рисунок 9,б) — в нем отсутствуют резонансные частоты. Звук соответствует
шуму установки, незначительно превышающему порог слышимости (–120 дБ).
Такое изменение параметров звучания трибоузла сопровождается изменением
величины kтр в зависимости от времени. Его среднее значение (рисунок 9,в) сниИнтенсивность звука
a
в
kтр.
б
1,2
0,9
0,6
0,3
4с
0,0
4200
4220
4240
t, c
Рисунок 9 – Зависимость интенсивности звуковой волны от времени (а) в том же
масштабе, что и на рисунке 8, спектр звука (б) и коэффициент трения (в) при испытании
по схеме «валвтулка» с устройством, снижающим интенсивность звука при трении
зилось по сравнению с показанным на рисунке 8,в и стало равным 0,62. Кроме
того, зависимость коэффициента трения от времени имеет ярко выраженный периодический характер с амплитудой, значительно превышающей флуктуации
данной величины, показанной на рисунке 8,в.
Период колебаний kтр на рисунке 9,в превосходит время одного оборота
втулки в несколько раз, поэтому такое изменение нельзя связать с частотой вращения вала испытательной машины. Подобное периодическое изменение коэф14
Частота, кГц
фициента трения, скорее всего, обусловлено периодичностью процесса изнашивания. Изнашивание характеризуется стадией накопления дефектов в поверхностном слое, когда деформация приводит к упрочнению материала, и стадией
интенсивного разрушения этого слоя с отделением частиц износа. Каждой стадии
может соответствовать свой коэффициент трения.
Отсутствие периодичности в изменении коэффициента трения при испытаниях с обычным креплением трибоузла связано со случайным характером отделения частиц износа, обусловленным высокочастотными вибрациями. В этом
случае на каждой стадии в процесс изнашивания значительный вклад вносят
упругие напряжения, вызванные колебаниями элементов трибосопряжения. Износ носит стохастический характер, при этом случайным образом изменяется и
коэффициент трения.
Запись сигналов акустической эмиссии в ультразвуковом диапазоне при
механических испытаниях широко используется уже несколько десятилетий как
дополнительный метод получения информации об изменении состояния материала в процессе нагружения. Общепринятой практикой является запись акустического излучения в виде последовательности коротких отрезков одинаковой длительности — фреймов, оцифрованных с заданной частотой дискретизации. Затем
записанный сигнал подвергается статистической обработке, а также анализируются спектры отдельных фреймов. В результате обработки, как правило, получают усредненные по фреймам параметры акустической эмиссии, такие как интенсивность излучения и медианная частота. Описанный подход является оправданным, если необходимо установить доминирующий процесс, вызывающий излучение акустического сигнала. Для исследования быстропротекающих процессов
необходимо применять оконное преобразование Фурье, позволяющее получать
изменяющиеся данные внутри фреймов.
Были проведены исследования
акустического излучения двух различных пар трения, в которых при
сигнал
фрикционном контакте реализуются
хрупкое разрушение и интенсивная
пластическая деформация в поверхностном слое. Пару сплав ВК-8 – гранит составляют материалы, не способные деформироваться пластически, поэтому изнашивание представляет собой процесс хрупкого разруНомер отсчета во фрейме*10
шения гранита при контакте с твердоРисунок 10 – Форма сигнала (сверху) и
сплавным индентором. Характерной
медианная частота для пары трения
особенностью акустического сигнала
сплав ВК8 – гранит
является быстрый рост его амплитуды
практически от нуля до максимального значения с последующим быстрым
уменьшением до первоначальной величины (рисунок 10). Быстрый рост амплитуды сигнала сопровождается таким же быстрым ростом медианной частоты. Она
увеличивается от 12 кГц (частоты собственных колебаний системы трения) до
-4
15
87 кГц, а затем уменьшается до начального значения. Последующие, даже едва
заметные, изменения амплитуды сигнала также приводят к скачкам медианной
частоты в этих областях фрейма.
При трении стального индентора
по пластине из алюминиевого сплава
дорожка трения представляет собой
результат интенсивной пластической
деформации поверхности менее твердого материала — пластины из сплава
АМг2. При этом пластическая деформация протекает неоднородно, создавая на дне дорожки трения квазипериодический деформационный рельеф в
Рисунок 11 – Вид дорожки трения
виде волн, гребни которых перпендиалюминиевого сплава АМг2 при трении
кулярны направлению трения (рисупары сталь 45 – АМг2
нок 11). Средний период волн составляет величину порядка 10 мкм. Для данной пары наблюдаются два отличных друг
от друга типа сигналов. Сигнал первого типа не имеет каких-либо особенностей,
за исключением небольшого повышения амплитуды во второй половине фрейма.
Однако расчет медианной частоты показал, что она существенно снижается с ростом амплитуды. Кроме того, на этом низкочастотном участке фрейма наблюдаются также квазипериодические колебания медианной частоты. Пространственный период этих колебаний по порядку величины составляет 10 мкм, что соответствует периоду волн деформационного рельефа на дне дорожки трения. Спектральный состав и интенсивность акустической эмиссии при трении связаны с
размерами сопряжения и его геометрией, шероховатостью контактирующих поверхностей и свойствами поверхностных слоев сопряженных материалов.
Используя данный подход, были проведены исследования акустической
эмиссии для выявления корреляционных связей между триботехническими параметрами и характеристиками акустического
излучения при трении высокомарганцовистой
стали 110Г13Л в паре со сталью ШХ15.
Испытания показали, что энергия акустического сигнала в процессе трения стали
110Г13Л проходит стадии возрастания и
уменьшения. Таким же образом изменяются
медианная частота и коэффициент трения
(рисунок 12). На начальном этапе испытаний
величина коэффициента трения менее 0,2,
далее наблюдается ее возрастание, сопроРисунок 12 – Зависимость
вождающееся изменениями непериодическомедианной частоты сигнала (1) и
го характера. Низкий коэффициент трения и
коэффициента трения (2) от
малая энергия акустического излучения на
времени
начальной стадии свидетельствуют об отсутствии интенсивных деформационных процессов на поверхности, что характерно
16
для стадии приработки, когда деградация структуры материала локализуется на
выступах шероховатости. Возрастание коэффициента трения связано с адгезионным взаимодействием сопряженных поверхностей и, соответственно, с изменениями площади фактического касания. Такой характер трения обусловливает
повышенный износ образца и контртела.
Поведение медианной частоты во времени повторяет поведение коэффициента трения, при этом положения максимумов коэффициента трения и медианной
частоты совпадают. Анализ спектров акустической эмиссии, соответствующих
разным этапам этого процесса, показал, что возрастание медианной частоты обусловлено появлением в спектре «высокочастотной» составляющей (рисунок 13,а),
тогда как другие стадии, за исключением начальной, характеризуются спектром
а
б
Рисунок 13 – Спектр сигналов акустической эмиссии при возрастании (а) и
при падении (б) коэффициента трения
акустической эмиссии только в области относительно низких частот (рисунок 13,б). Присутствие характеристических частот в «низкочастотной» области
свидетельствует о резонансных колебаниях элементов трибосопряжения, обусловленных адгезией. После приработки эти колебания сохраняются в течение
всего времени наблюдений.
Появление «высокочастотной» составляющей в спектре акустической
эмиссии на определенных этапах трения связано с некоторым периодически возникающим процессом. Принимая во внимание то, что более высоким резонансным частотам соответствуют колебания элементов меньшего размера, чем размеры трибосопряжения, можно предположить, что высокочастотная составляющая
спектра связана либо с формированием деформированного поверхностного слоя,
когда уменьшается вязкость материала на поверхности, либо с массовым отделением частиц износа, либо с тем и другим. Иными словами, появление «высокочастотной» составляющей спектра можно связать с изменением жесткости связи
образца и контртела вследствие деградации структуры материала.
Исследования показали, что скорость счета акустических сигналов коррелирует с изменениями медианной частоты, максимумы которой отражают моменты разрушения поверхностного слоя в трибоконтакте. Можно предположить, что
и разрушение поверхности образца, и разрушение контртела сопровождаются соответствующим акустическим сигналом. Однако только по интенсивности счета
или по изменениям медианной частоты нельзя достоверно разделить эти процессы. Для этого необходим комплексный анализ всех параметров акустической
17
эмиссии, в том числе зависимости энергии акустического сигнала от медианной
частоты (рисунок 14).
Точки на экспериментальной кривой
разделились на две группы. Это свидетельствует о том, что в зоне трения преобладают
два процесса, протекающих в разных частотных интервалах. Одному из этих процессов соответствует больший частотный
интервал акустических сигналов и большая
плотность точек во всем интервале частот.
Второй процесс характеризуется узким частотным интервалом в «низкочастотной»
области.
Рисунок 14 – Зависимость энергии
Существование двух областей на криакустического сигнала от
вой зависимости объясняется тем, что осномедианной частоты
ву спектра всех сигналов акустической
эмиссии определяет суперпозиция колебаний от одновременно протекающих в
контакте процессов, таких как пластическое деформирование, микрорезание, образование и разрывы адгезионных мостиков сварки, отделение частиц износа.
Таким образом, полученные результаты указывают на то, что существенный вклад в процессы, происходящие при трении стали 110Г13Л в паре со сталью
ШХ15, вносит адгезия, которая в данном случае является доминирующим фактором. Проведенные исследования показали, что применение метода акустической
эмиссии для диагностики и контроля процессов трения и изнашивания в трибосопряжениях требует анализа различных параметров акустической эмиссии,
которые предварительно должны быть сопоставлены с этапами эволюции структуры поверхностного слоя.
В третьем разделе рассмотрены пути повышения триботехнических
свойств материалов с помощью ультразвуковой ударной и электронно-лучевой
обработок, ионной имплантации и нанесения твердых покрытий.
Эксперименты по влиянию ударного воздействия на поверхность предварительно цементированных сталей с эвтектоидным и заэвтектоидным строением
поверхностного слоя, были выполнены с помощью ультразвуковой установки
160 УЗТК-18/22-0/25 мощностью 200 Вт, которая обеспечивала пластическое деформирование поверхности на глубину до 700 мкм. С помощью цементации образцов из сталей 45, 20ХН3А и 15Н3МА получали слой эвтектоидного и заэвтектоидного состава с разным размером перлитных колоний, наличием сплошной
или разорванной карбидной сетки путем варьирования времени цементации. Цементированный слой имел глубину 1,2–1,5 мм и структуру пластинчатого перлита. После цементации образцы подвергались термической обработке — закалке и
отпуску.
Металлографические исследования поперечного сечения образцов показали,
что воздействие ультразвука на цементированный слой эвтектоидного строения
(стали 45 и 20ХН3А) привело к модификации структуры — уменьшению размеров блоков и снижению степени разнозернистости. Кроме того, появилась ранее
18
отсутствовавшая цементитная прослойка по границам перлитных зерен. Это свидетельствует о перераспределении углерода в процессе ультразвуковой обработки.
Изучение стали с цементированным слоем заэвтектоидного строения
(сталь 45) после ультразвуковой обработки показало, что существенные изменения перлитной структуры в науглероженном слое наблюдаются на глубине до
700 мкм при общей протяженности слоя 1500 мкм. Цементитная сетка раздробилась на отдельные фрагменты. Кроме того, ультразвуковая обработка привела к
измельчению перлитных колоний, средний размер которых составил около
35 мкм. При этом уменьшилась степень разнозернистости. Рентгенофазовый анализ поверхностного слоя не выявил заметных изменений в составе цементита.
Ультразвуковая обработка цементированного слоя стали 15Н3МА с едва
заметной цементитной сеткой в исходном состоянии вызвала иные структурные изменения. При изучении структуры в поперечном сечении образцов выявилось неоднородное строение деформированного слоя. Непосредственно у
поверхности на глубине до 30 мкм наблюдали слой белого цвета зеренного
строения и без видимой внутренней структуры. Границы зерен окаймляли прерывистые цементитные выделения разной толщины. В исходном состоянии
пластинчатый перлит представляет собой колонии чередующихся пластин
феррита и цементита с межпластинчатым расстоянием 0,5–1,0 мкм. Ультразвуковая обработка оказала заметное влияние на микроструктуру поверхностного
слоя. Сформировалась структура, в которой отсутствует цементитная составляющая пластинчатого перлита. Можно предположить, что цементит растворился в окружающей его матрице с перераспределением избыточного углерода
на границы зерен и образованием частиц карбидов. Дислокационная структура
поверхностного слоя также претерпела существенные изменения. Если в исходном состоянии дислокации, образованные в результате термических
напряжений при перлитном превращении, были распределены в ферритной фазе относительно равномерно, то после ультразвуковой обработки дислокации
образуют субструктуру с дискретными разориентировками.
Результаты рентгеноструктурного анализа показали, что по сравнению с
рентгенограммой обычного цементированного слоя рентгенограмма образца, обработанного ультразвуком, указывает на различия в состоянии основных фаз. Рефлекс (110) феррита после ультразвукового деформирования несколько уширяется, что говорит об искажениях решетки и об уменьшении размеров блоков. О распаде цементита свидетельствует размытие его рефлексов практически до слияния с
фоном. Вблизи основания ферритного пика наблюдается асимметрия рефлекса,
что свидетельствует об искажении решетки феррита из-за пересыщения углеродом. Ниже белого слоя располагалась достаточно протяженная (до 350 мкм) зона
смешанного состава, состоящая из колоний перлита пластинчатого строения, белых зерен без видимой внутренней структуры и белых зерен с выделениями темной фазы. Далее структура постепенно становилась полностью перлитной вплоть
до границы раздела цементированного слоя и основного материала.
На рисунке 15 показана структура цементированого слоя стали после закалки и низкого отпуска. Видно, что цементитная сетка сохранилась в закаленной
стали, не прошедшей ультразвуковую обработку (рисунок 15,а). Структура стали
19
после цементации, ультразвуковой обработки и закалки заметно изменилась по
сравнению с вышеописанной. Она отличается сформировавшимся исключительно дисперсным мартенситом с равномерно распределенными мелкими избыточными карбидами (рисунок 15,б).
Микротвердость упрочненного таким способом слоя возросла в среднем на
10 %. Повышение твердости обусловлено высоким содержанием углерода в решетке за счет более активного растворения раздробленных ультразвуковой обработкой карбидов в процессе нагрева под закалку, а также высокой дисперсностью
образующегося мартенсита.
100 мкм
100 мкм
а
б
Рисунок 15 – Микроструктура закаленной стали
после цементации (а); после цементации и ультразвуковой обработки (б)
Образцы, прошедшие комбинированную упрочняющую обработку, показали существенное увеличение контактной стойкости, которая непосредственно
связана с дисперсностью структуры мартенсита, препятствующей образованию
макроскопических трещин.
Были проведены исследования изменения структуры, фазового состава и
твердости поверхностного слоя цементированной стали 15Н3МА в результате
высокоинтенсивной ультразвуковой ударной обработки поверхности металла в
сочетании с обработкой импульсным низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком. В результате цементации в поверхностном слое стали на глубине до 1 мм сформировалась структура пластинчатого перлита твердостью 300–320 HV, зерна которого были окружены сеткой цементита. Данные рентгеноструктурного анализа подтвердили наличие фаз
феррита и цементита, характерных для перлита. При
электронно-лучевой обработке произошло существенное изменение структурно-фазового состояния
цементированного слоя. На глубине до 100 мкм об100 мкм
разовался слой с градиентной структурой (рисуРисунок 16 – Поперечное
нок 16). Непосредственно у поверхности структура
сечение образца
не выявляется обычным травлением. Под ней распоцементированной стали
лагается зона с чрезвычайно дисперсным строением.
после электронно-лучевой
Постепенно она трансформируется в исходную
импульсной обработки
структуру цементированного слоя.
20
Данные рентгеноструктурного анализа показали, что нетравящийся слой
имеет сложный фазовый состав и состоит из феррита, аустенита, цементита и,
возможно, небольшого количества мартенсита (тетрагональная -фаза). Мартенсит мог образоваться в результате плавления и быстрого охлаждения тонкого поверхностного слоя. Высокая твердость на поверхности облученного образца подтверждает наличие тонкого слоя мартенсита — до 10 мкм. Далее происходит резкое снижение твердости до значений, характерных для твердости перлита.
Поверхности некоторых образцов перед электронно-лучевой обработкой
были подвергнуты ультразвуковому ударному воздействию. После электроннолучевого воздействия карбиды приобрели округлую форму в результате частичного растворения в матрице. Других фаз, кроме феррита, не обнаружено. Эти
данные говорят о том, что из-за малого содержания углерода образовавшийся
аустенит не сохраняется даже при таком сверхбыстром охлаждении.
Также в данном разделе представлены результаты исследования взаимосвязи между параметрами сигналов акустической эмиссии и характером трения и
изнашивания твердых нанокристаллических покрытий системы Ti-Al-N, полученных вакуумно-дуговым методом при различных значениях напряжения смещения. Установлена корреляция между параметрами сигналов акустической
эмиссии, процессами разрушения покрытий и коэффициентом трения. Изучались
особенности процессов трения и разрушения материалов с твердыми покрытиями
на основе системы Ti-Al-N при относительно небольших нагрузках и скоростях
скольжения с использованием модуля регистрации акустической эмиссии. Исследования показали, что за время испытания покрытие полностью разрушилось
практически на всем протяжении дорожки трения. Существенное изменение коэффициента трения в ходе эксперимента (рисунок 17) говорит о том, что процесс
изнашивания твердого покрытия протекал в несколько этапов.
Рисунок 17 – Зависимость
коэффициента трения от времени
испытания
Рисунок 18 – Стадии эволюции контактной
зоны: 1 – приработка, 2 – установившееся
изнашивание, 3 – разрушение покрытия,
4 – изнашивание подложки
Основываясь на анализе сигналов акустической эмиссии, в процессе трения
можно выделить четыре последовательных стадии изнашивания, на которых реализуются разные механизмы контактного взаимодействия (рисунок 18). Из рисунка хорошо видно, что каждой стадии соответствует свой практически прямолинейный участок кривой с определенным наклоном. Величина наклона отражает
акустическую активность трибосистемы.
21
Интенсивность, отн. ед.
Сравнивая рисунки 17 и 18, следует отметить, что поведение коэффициента
трения не полностью соответствует зависимости счета сигналов акустической
эмиссии. Различия проявляются на стадии приработки — на ее начальном этапе
резкий рост коэффициента трения практически не оказывает влияния на скорость
счета импульсов акустической эмиссии. Стадии разрушения покрытия и изнашивания подложки хорошо согласуются на обеих зависимостях.
3
2
1
0
Рисунок 19 – Спектр мощности сигнала
на стадии приработки
Рисунок 20 – Изменение медианной
частоты во фрейме на стадии приработки
Интенсивность, отн. ед.
Подробный анализ формы сигнала
фреймов акустической эмиссии показал, что
на каждой стадии наблюдаются сигналы не2
скольких видов, но при этом для каждой
стадии существует характерный тип фрейма.
1
Первая стадия (рисунок 18), представляет
0
собой процесс приработки образца и контртела, сопровождающийся формированием
некоторой равновесной шероховатости на
а
дорожке трения. Сигнал имеет небольшую
амплитуду, и особенностью его спектра (рисунок 19) является наличие двух пиков —
~48 и ~118 кГц. Изменение медианной частоты (рисунок 20) позволяет четко выделить два типа сигнала внутри фрейма, которые отвечают двум разным процессам на
поверхности трения.
Вторая стадия (рисунок 18) начинается
после окончания приработки. Здесь трение
идет в стационарном режиме и наблюдается
б
минимальная за все время испытания скоРисунок 21 – Спектр мощности
рость счета фреймов. Это означает минисигнала (а) и изменение медианной
частоты во фрейме (б) на стадии
мальное количество акустических событий
установившегося изнашивания
и, соответственно, минимальный износ покрытия на данной стадии. Во фреймах появляются обособленные по времени квазипериодические всплески сигнала с определенной продолжительностью. На
спектре акустического сигнала по сравнению с первым этапом меняется соотношение интенсивности низкочастотного и высокочастотного сигнала. Здесь мак3
22
симальную амплитуду имеет уже низкочастотная составляющая (рисунок 21,а).
Квазипериодический характер акустического излучения также хорошо проявляется на графике медианной частоты (рисунок 21,б) и, по-видимому, отражает характер рельефа поверхности, сформировавшегося в ходе приработки.
Следующая стадия — разрушение твердого покрытия (рисунок 18). Этот
участок имеет значительно больший угол наклона по сравнению с предыдущими.
Разрушение покрытия сопровождается большим количеством акустических событий, связанных с распространением микротрещин и отслаиванием частиц износа.
Средняя амплитуда сигнала на данной стадии значительно возрастает, а также появляются акустические сигналы, отличающиеся от предыдущих стадий и свидетельствующие об актах хрупкого разрушения. В спектре акустического сигнала
(рисунок 22) полностью исчезает высокочастотный пик и наблюдается только низкочастотный. Резкое уменьшение медианной частоты и переход ее к постоянному
значению (рисунок 23) указывает на момент возникновения микротрещины.
Интенсивность, отн. ед.
4
3
2
1
0
Рисунок 22 – Спектр мощности сигнала
на стадии разрушения твердого
покрытия
Интенсивность, отн. ед.
4
3
2
1
0
Рисунок 24 – Спектр мощности
сигнала на стадии изнашивания
подложки
Рисунок 23 – Изменение медианной
частоты во фрейме на стадии разрушения
твердого покрытия
Последняя стадия наступает после полного
разрушения покрытия (рисунок 18). На данном
этапе индентор взаимодействует уже только с
подложкой, причем взаимодействие носит адгезионный характер, скорость прироста записанных фреймов самая высокая. Кроме того,
возрастает средняя интенсивность акустической эмиссии. На данной стадии часто наблюдаются фреймы с максимальной интенсивностью и с периодом изменения сигнала примерно в два раза большим, чем на предыдущих
стадиях. В спектре сигнала присутствует только один низкочастотный пик (рисунок 24), а
медианная частота не меняется на протяжении
данного фрейма.
Таким образом, установлена взаимосвязь между параметрами сигналов акустической эмиссии и характером трения и изнашивания твердых нанокристаллических покрытий системы Ti-Al-N.
23
В Сибирском международном центре синхротронного излучения при Институте ядерной физики СО РАН, г. Новосибирск, были проведены исследования
эволюции структуры поверхностного слоя материалов с покрытиями, полученными методом ионно-плазменного напыления методами рентгеноструктурного
анализа.
Анализ рентгенограмм, полученных в процессе изнашивания покрытия
TiN(Cu) (рисунок 25), показал уменьшение интегральной интенсивности рефлексов данной фазы по экспоненциальному закону (рисунок 26). Такой характер изI
1,4
500
400
1,2
300
CTiN/CTi
200
100
0
1
1,0
0,8
2
3
4
0,6
5
6
7
№ кадра
0,4
8
9
10
50
55
60
65
70
0
75
400
800
1200
1600
с

Рисунок 25 – Рентгенограммы образца
с покрытием TiN(Cu), полученные в
процессе трения
Рисунок 26 – Отношение объемной
концентрации фазы TiN(Cu) к объемной
концентрации фазы титана в процессе
изнашивания
нашивания свидетельствует о существовании этапа приработки, после чего износ
покрытия практически прекращался. Причиной изнашивания столь твердого покрытия может служить присутствие капельной фракции меди, связанное с особенностями технологии нанесения покрытий, которая, возможно, снижает объемную прочность покрытия.
Иной характер изнашивания наблюдали при трении образца титана с покрытием AlN. В течение всего времени испытаний изменений в соотношении фаз не
наблюдали. Отсутствие износа обусловлено особенностями получения твердого
слоя AlN, формирование которого осуществлялось диффузионным путем. Ионы
алюминия и азота осаждались на нагретую до 660 С подложку и диффундировали в
нее. Избыточный слой алюминия стравливался в результате ионной бомбардировки.
В разделе приводятся результаты исследований процесса трения имплантированной в среде аргона и азота с использованием мишени из диборида титана
(TiB2) алюминиевой бронзы. Показана перспективность выбранного способа модифицирования поверхностного слоя, позволяющего управлять триботехническими свойствами за счет микролегирования поверхности трения. Модифицирование поверхности алюминиевой бронзы методом имплантации привело к улучшению триботехнических характеристик материала как в условиях сухого, так и
граничного трения. Данное решение обеспечило снижение коэффициента трения
и увеличения срока службы сопряжения вал-втулка в насосах ГДМ-17, перекачивающих газовый конденсат.
В четвертом разделе рассмотрены особенности формирования структуры
сварного соединения, полученного сваркой трением с перемешиванием (СТП), в
24
алюминиевых сплавах. Исследования проводили на образцах проката из алюминиево-магниевых и алюминиево-медных сплавов, широко используемых в конструкциях, сваренных способом трения с перемешиванием.
Металлографический анализ макроструктуры сварного соединения алюминиево-магниевого сплава, полученного методом СТП, указывает на то, что структура шва сформировалась в результате пластического течения материала, обусловленного вращением сварочного инструмента. Об этом свидетельствует вихреобразная структура металла шва
(рисунок 27), особенно хорошо заметная вблизи границы с основой.
Диаметр зоны сварного шва переменный и зависит от расстояния до
плеча инструмента, что связано с
различным тепловыделением и расРисунок 27 – Поперечное сечение СТПсеянием тепла в сечении образца,
соединения образца из алюминиевого сплава включая теплоотвод в рабочий стол.
Повышенная температура в зоне шва приводит к снижению предела текучести
металла и пластическому деформированию под действием силы трения.
При более тщательном изучении микроструктуры металла сварного шва
отчетливо выявилась слоистая структура, образовавшаяся при вращении инструмента в пластичном металле (рисунок 28). Она представляет собой чередование
колец металла, повторяющих геометрию сварочного инструмента и разделенных
границами, которые вытравливаются при металлографических исследованиях.
Такую структуру называют «луковые кольца» (onion rings).
Исследование
структуры сварного
соединения в месте
выхода сварочного
инструмента показало, что в плоскости
свариваемых листов
также наблюдается
Рисунок 29 – Послойное
Рисунок 28 – Слоистая
послойное течение
структура металла шва
течение материала вокруг
материала
вокруг
сварочного инструмента
(поперечное сечение)
инструмента (рису(планарное сечение)
нок 29).
Подобная слоистая структура наблюдается и в поверхностных слоях упругопластичных металлов при трении скольжения. Она образуется в результате последовательного сдвига тонких слоев при превышении напряжением трения предела текучести материала. Определенная толщина каждого слоя обусловлена нелинейной зависимостью предела текучести с минимумом на некоторой глубине
от поверхности, который обязан своим образованием конкуренции двух процессов — разупрочнения при фрикционном нагреве и упрочнения верхних слоев материала при пластическом деформировании.
25
Особенностью процесса деформирования при трении является его периодический характер. Фрикционный нагрев приводит к снижению предела текучести в
слое металла, прилегающего к поверхности контртела, что вызывает пластическую
деформацию. Деформирование, в свою очередь, сопровождается упрочнением материала вблизи поверхности трения и смещением минимума предела текучести
вглубь, что вызывает сдвиг всего слоя соответствующей толщины. В дальнейшем
процесс смены фаз нагревания, которому способствует выделение тепла при деформировании, и пластического деформирования повторяется на большем удалении, вызывая последовательное смещение нижележащих слоев металла. Таким образом, в каждый конкретный момент времени интенсивный пластический сдвиг
идет только на границе пластифицированного слоя и недеформированного материала, где наблюдается минимальное значение предела текучести. Подвергшиеся деформированию и упрочнению слои материала движутся как единое целое с одинаковой скоростью, постепенно наращивая толщину присоединением последующих
слоев. Наиболее выражено послойное деформирование металла при трении скольжения в случае адгезионного взаимодействия контактирующих поверхностей, когда сила трения чрезвычайно высока. Анализ деформирования материала при трении скольжения свидетельствует о том, что течение металла не является кристаллографическим, а осуществляется в результате массопереноса, который характеризуется движением фрагментов разного масштабного уровня, представляющих собой элементарные носители пластического течения.
При сварке трением с перемешиванием трение скольжения реализуется
между свариваемым металлом и сварочным инструментом. По значительному
объему металла, вовлеченного в пластическое течение, можно предположить, что
взаимодействие в данном случае носит адгезионный характер. Анализ микроструктуры сердцевины сварного шва показал, что она идентична структуре поверхностного слоя, образованного при трении скольжения.
Также были проведены исследования одного из механизмов износа стального
сварочного инструмента в процессе сварки трением с перемешиванием алюминиевых
сплавов. На поверхности изношенного инструмента в его рабочей части наблюдается
присутствие трибологических слоев, полученных в результате взаимодействия со свариваемым алюминиевым сплавом. На рисунке 30 приведено изображение поперечного сечения рабочей части инструмента для
сварки трением с перемешиванием, полуРисунок 30 – Поперечное сечение раченное с помощью оптической металлограбочей части инструмента для сварки
фии. В рабочей части инструмента присуттрением с перемешиванием
ствуют контрастные поверхностные слои,
обусловленные налипанием свариваемого материала. Эти слои имеют различную
морфологию и структуру на различных участках рабочего инструмента, они сформированы вследствие адгезионного и механохимического взаимодействия пластически
деформируемого алюминиевого сплава с поверхностными слоями стального инструмента и отличаются друг от друга по своему химическому составу. По распределению элементного состава по глубине можно выделить три зоны. Первая зона факти26
чески представляет из себя механохимически перемешанный слой, в котором могут
наблюдаться результаты структурных и химических превращений, распределение
алюминия крайне неоднородное. Она состоит из механической смеси частиц алюминиевого сплава, оксидов железа и соединений с кремнием. Вторая зона характеризуется постепенным увеличением концентрации атомов железа и уменьшением концентрации алюминия. Эта зона имеет сильный контраст при исследовании в обратнорассеянных электронах и выглядит как барьер на поверхности материала инструмента. Соотношение между атомами железа и алюминия в этой зоне соответствует интерметаллиду FeAl3. Слой интерметаллида покрывает стальную поверхность инструмента и его зигзагообразная граница свидетельствует о диффузии преимущественно
по границам зерен. Третья зона почти соответствует материалу инструмента, но она
обеднена атомами железа вследствие их диффузии во вторую зону. Представленные
данные свидетельствуют о том, что диффузия является одной из причин деградации
инструмента при сварке трением с перемешиванием, в особенности, если принимать
во внимание повышенную температуру процесса и контактные напряжения.
В пятом разделе представлены результаты исследования особенностей
разрушения образцов сварных швов алюминиево-магниевого сплава, полученных методом сварки трением с перемешиванием при статическом растяжении.
Режимы сварки варьировали с целью получения различных структурных неоднородностей (дефектов).
Наиболее часто встречающийся тип дефекта при сварке трением с перемешиванием – это несплошности на наступающей стороне шва (типа «wormhole»,
червоточина). Этот тип дефекта возникает вследствие высокой скорости движения сварочного инструмента относительно образца, когда увлекаемый инструментом слой металла не успевает заполнять пространство позади инструмента.
Необходимо отметить, что условия перемешивания зависят также от адгезии металла к инструменту. Сильное адгезионное взаимодействие может привести к
ухудшению эффективности перемешивания за счет того, что вокруг инструмента
формируются слои из налипшего металла. Тем самым ухудшается интенсивность
движения металла в вертикальном направлении снизу-вверх по периферии зоны
перемешивания. В этом случае формируются дефекты другого типа — несплошности вдоль центральной линии шва в верхней части. Наконец третий опасный
тип дефекта — стыковая линия, детектирование которой методами неразрушающего контроля затруднительно вследствие ее малой толщины и ориентации.
Повышенная скорость сварки в сочетании с низким значением усилия прижатия сварочного инструмента к образцу приводит к формированию протяженных дефектов типа «wormhole», расположенных вдоль шва ближе к наступающей стороне.
Механические испытания образцов данной серии показали, что характерной особенностью здесь является двухэтапный характер разрушения. До разрыва на лицевой стороне шва образца развивается трещина. Появление трещины проявляется на
кривой растяжения в виде незначительного падения усилия растяжения. Далее происходит рост усилия, которое может достигать величины, наблюдавшейся до появления трещины. Затем происходит дорыв образца по образовавшейся трещине. Разрыв происходит по наступающей стороне образца в месте расположения дефекта.
Поверхность разрушения ориентирована перпендикулярно оси растяжения.
27
На рисунке 31 представлены РЭМ-изображения участка поверхности разрушения по всей толщине сварного соединения (слева) и отдельных зон. Непосредственно под лицевой стороной шва и примерно от корневой стороны до середины
образца по толщине разрушение носит вязкий, пластичный характер. В зоне присутствия дефекта, рельеф поверхности более развит, наблюдаются следы крупных несплошностей. Материал разрушается пластически, по межпоровому пространству.
Механические испытания показали, что
с уменьшением дефекта разрушение происходит одномоментно, после монотонного роста
усилия растяжения. Часть поверхности разрушения ориентирована под углом примерно 45
к оси растяжения. Вид поверхности разрушения также изменился, существенно уменьшилась площадь зоны, содержащей дефект, и, соответственно, возросла площадь зоны вязкого
разрушения с корневой стороны образца.
Проведенная фрактография показала,
что помимо уже наблюдавшихся зон (обозначены цифрами 1, 2 и 4 на рисунке 32) в
ранее исследованных образцах на поверхности разрушения появилась еще одна зона
(обозначена цифрой 3 на рисунке 32), разруРисунок 31  РЭМ-изображения
участка поверхности разрушения и шение в которой происходит не путем нормального отрыва как в других зонах, а за счет
отдельных зон на ней
пластического сдвига. Эта зона расположена
на поверхности разрушения, ориентированной под углом 45 к оси растяжения.
При отсутствии дефекта типа «wormhole» существенно изменился и характер разрушения образца. Поверхность разрушения в
данном случае расположена не на наступающей, а на отступающей стороне сварного соединения, линия разрыва более гладкая.
Рисунок 32  РЭМ-изображения
Вид поверхностей разрушения также каручастка поверхности разрушения и
динально отличается от наблюдаемых в предыотдельных зон на ней
дущих случаях. В данном случае зона разрушения начинается от корня шва и занимает более половины высоты сварного соединения.
По форме поверхности она напоминает часть стенки цилиндра. На наступающей стороне сварного шва поверхность выпуклая, а на отступающей — вогнутая (рисунок 33).
Сопоставление расположения дефектов в виде пор и зоны разрушения сварного соединения позволяет сделать вывод о том, что такие дефекты не оказывают
существенного влияния на прочность шва. Анализ металлографических изображений образцов, полученных при данных параметрах сварки показал, что трещина
начинается на корневой стороне шва на выходе линии стыка и распространяется
вдоль нее, до тех пор пока линия стыка не станет параллельной оси растяжения.
28
Таким образом, причиной разрушения образца является выраженная линия стыка,
которая в иностранной литературе получила устойчивое название «Lazy S».
Для устранения возможности появления опасных дефектов сварного шва предлагаются различные способы модификации метода сварки трением с
перемешиванием. Одним из таких способов является
сочетание сварки с ультразвуковым воздействием. В
ходе сварки трением с перемешиванием к инструменту или заготовке прикладывается ультразвуковое
воздействие, которое за счет активации акустопластического эффекта снижает вязкость материала заготовки. Это в свою очередь приводит к интенсифиРисунок 33  Поверхности
разрушения сварного шва
кации процесса перемешивания, причем температусварного шва с дефектом в виде ра заготовки изменяется незначительно.
отдельных пор
С целью выявления влияния ультразвукового воздействия в данной работе сравнивались свойства и микроструктура соединений, полученных при одинаковых технологических параметрах сварки с
приложением ультразвукового воздействия (рисунок 34) и без него.
По результатам исследования
свойств сварных соединений с ультразвуковым воздействием выявлено, что
ультразвуковое воздействие приводит
к минимизации объемной доли макродефектов типа несплошностей за счет
улучшения перемешивания при активации акустопластического эффекта.
По этой же причине увеличивается область термомеханического влияния.
Также происходит выравнивание микРисунок 34 – Схема сварки трением с
ротвердости по всем зонам влияния
перемешиванием с ультразвуковым
сварки в результате релаксации
воздействием
напряжений из-за влияния ультразвука. На размер зерна во всех зонах соединения ультразвуковое воздействие влияния не оказывает. Объемная доля частиц вторичных фаз при ультразвуковом воздействии в процессе сварки трением с перемешиванием уменьшается. В целом,
влияние ультразвукового воздействия можно оценить как благоприятное.
Таким образом, изменение режимов сварки оказывает существенное влияние на
вид и размер образующихся дефектов и, соответственно, на механическую прочность
шва. Выявлен двухстадийный характер разрушения сварных соединений как при наличии дефектов типа «wormhole», так и в случае стыковой линии. Результаты научных
исследований легли в основу технологии контроля качества сварных соединений, полученных сваркой трением с перемешиванием, внедренной в производственный цикл
ракетно-космической техники в ОАО РКК «Энергия». В ЗАО «Чебоксарское предприятие «Сеспель» проведены исследовательские испытания усовершенствованной технологии сварки трением с перемешиванием с ультразвуковым воздействием.
29
ВЫВОДЫ
1. Установлено, что трение приводит к изменению фазового состава поверхностного слоя стали Гадфильда, сопровождающегося образованием оксидов, карбидов и α-фазы. В результате этого преимущественным механизмом износа является окислительный механохимический износ, обусловленный сильным адгезионным взаимодействием. Установлено, что при лавинообразном разрушении поверхностного слоя стали Гадфильда и отделении частиц износа происходит резкое падение коэффициента трения, медианной частоты и энергии акустических сигналов.
2. Показано, что устранение упругих колебаний в трибосистеме при сохранении условий нагружения и скорости скольжения приводит к снижению коэффициента трения.
3. Применение оконного преобразования Фурье внутри фрейма акустического сигнала позволяет идентифицировать быстропротекающие процессы в трибологическом контакте, такие как распространение трещин и пластическая деформация на поверхности трения. Показано, что на разных стадиях изнашивания
сигналы внутри фреймов акустической эмиссии имеют существенные количественные и качественные различия как по форме, так и по излучаемому спектру.
Показано, что адгезионная составляющая играет существенную роль в формировании сигналов акустической эмиссии.
4. Показано, что модифицирование поверхности металлов ультразвуковым,
электронно-лучевым воздействием, ионной имплантацией и ионно-плазменным
напылением приводит к улучшению триботехнических характеристик материалов как в условиях сухого, так и граничного трения за счет сочетания относительно стабильного коэффициента трения и низкого износа.
5. Показано, что формирование структуры металла шва, полученного сваркой трением с перемешиванием, характеризуется трансляционным и вихревым
движением структурных элементов относительно друг друга по аналогии с формированием поверхностных слоев при трении скольжения. Показано, что нелинейная зависимость прочностных свойств в слое деформированного металла и
конкуренция процессов фрикционного нагрева и деформационного упрочнения
приводят к образованию слоистой структуры.
6. Установлено, что при взаимодействии стального сварочного инструмента
с алюминиевым сплавом в процессе сварки трением с перемешиванием при воздействии повышенных температур и адгезии на поверхности инструмента формируются слои, которые неоднородны по своему составу и состоят из механической смеси частиц алюминиевого сплава, оксидов железа и соединений с кремнием. Кроме того, в данных слоях обнаруживается формирование хрупких интерметаллидов FeAl3 за счет интенсивной зернограничной диффузии.
7. Показано, что разрушение сварных соединений, изготовленных с нарушением технологических режимов, носит двухстадийный характер. При наличии
несплошностей вблизи лицевой стороны шва пластическое разрушение начинается по межпоровому пространству с дальнейшим разрывом по границе ядра шва.
При отсутствии несплошностей разрушение происходит путем резкого раскрытия
трещины в корне шва по линии стыка с последующим разрывом по направлению
действия максимальных касательных напряжений.
30
8. По результатам исследования свойств соединения, полученного сваркой
трением с перемешиванием с ультразвуковым воздействием, выявлено, что ультразвуковое воздействие приводит к минимизации объемной доли макродефектов типа
несплошностей за счет улучшения перемешивания при активации акустопластического эффекта. Также происходит выравнивание микротвердости по всем зонам
сварного шва в результате релаксации напряжений под действием ультразвука.
ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ
Статьи в рецензируемых журналах из перечня ВАК:
1. Сизова О.В. Влияние ультразвуковой обработки на структуру и свойства перлита / О.В. Сизова, Е.А. Колубаев // Изв. вузов. Физика. – 2003. – №2. – С.27-30.
2. Колубаев Е.А. Модифицирование структуры поверхностного слоя конструкционной стали ударным ультразвуковым и импульсным электронно-лучевым воздействиями / Е.А. Колубаев, О.В. Сизова, А.И. Толмачев, Ю.А. Колубаева, Ю.Ф. Иванов, В.Н. Девятков, И.М. Гончаренко, Н.Н. Коваль, П.М. Щанин // Физ. мезомех. –
2004. – Т.7. – Спецвыпуск Ч.2. – С.165-168.
3. Колубаев А.В. Генерация звука при трении скольжения / А.В. Колубаев,
Е.А Колубаев, И.Н. Вагин, О.В. Сизова // Письма в ЖТФ. – 2005. – Т.31. – №19. – С.6-13.
4. Сизова О.В. Триботехнические свойства алюминиевой бронзы после ионной
имплантации / О.В. Сизова, Е.А. Колубаев, В.В. Брюхов // Проблемы машиностроения и надежности машин. – 2005. – №2. – С.46-50.
5. Колубаев Е.А. Особенности динамики трения стали Гадфильда / Е.А. Колубаев,
А.В. Колубаев, О.В. Сизова, В.Е. Рубцов, И.Н. Вагин, В.Л. Попов // Физ. мезомех. –
2005. – Т.8. – №4. – С.49-57.
6. Иванов Ю.Ф. Закономерности формирования структуры поверхностного слоя
стали Гадфильда при трении / Ю.Ф. Иванов, Е.А. Алешина, Е.А. Колубаев, А.В. Колубаев, О.В. Сизова, В.Е. Громов // Физ. мезомех. – 2006. – Т.9. – №6. – С.83-90.
7. Колубаева Ю.А. Структурно-фазовые превращения цементированного слоя
стали 15Н3МА, инициированные ударной ультразвуковой обработкой / Ю.А. Колубаева, Ю.Ф. Иванов, Е.А. Колубаев, О.В. Сизова, Н.Н. Коваль // Известия ВУЗов.
Черная металлургия. – 2007. – №4. – С.46-48.
8. Колубаев А.В. Об особенностях наноиндентирования поверхностного слоя стали Гадфильда после испытаний на трение / А.В. Колубаев, Е.А. Колубаев,
О.В. Сизова, Е.А. Алешина, Ю.Ф. Иванов, В.Е. Громов // Деформация и разрушение
материалов. – 2007. – №10. – С.22-27.
9. Колубаев А.В. Эволюция структуры поверхностного слоя металлов в условиях
трения скольжения / А.В. Колубаев, С.Ю. Тарасов, О.В. Сизова, Е.А. Колубаев,
Ю.Ф. Иванов // Трение и износ. – 2007. – Т.28. – №6. – С.582-590.
10. Колубаев А.В. Об особенностях наноиндентирования поверхностного слоя стали Гадфильда после испытаний на трение / А.В. Колубаев, Е.А. Колубаев,
О.В. Сизова // Письма в ЖТФ. – 2007. – Т.33. – Вып.24. – С.16-23.
11. Колубаев А.В. Влияние упругих возбуждений на формирование структуры поверхностного слоя стали Гадфильда при трении / А.В. Колубаев, Ю.Ф. Иванов, О.В. Сизова,
Е.А. Колубаев, Е.А. Алешина, В.Е. Громов // ЖТФ. – 2008. – Т78. – №2. – С.63-70.
12. Колубаев Е.А. Анализ акустической эмиссии при трении скольжения высокомарганцовистой стали / Е.А. Колубаев, А.В. Колубаев, О.В. Сизова // Письма в
ЖТФ. – 2010. – Т.36. – Вып.16. – С.55-61.
31
13. Добрынин С.А. Частотно-временной анализ акустических сигналов звукового диапазона, генерируемых при трении стали Гадфильда / С.А. Добрынин, Е.А. Колубаев, А.Ю.
Смолин, А.И. Дмитриев, С.Г. Псахье // Письма в ЖТФ. – 2010.– Т.36. – Вып.13. – С.47-53.
14. Колубаев Е.А. Особенности получения нанокристаллических покрытий системы
Ti–Al–N и исследование их разрушения при трении скольжения с использованием метода акустической эмиссии / Е.А. Колубаев, М.И. Лобач, И.М. Гончаренко, Ю.А. Колубаева, О.В. Сизова // Изв. вузов. Физика. – 2011. – Т.54. – №11/3. – С.246-250.
15. Колубаев Е.А. Анализ параметров акустического излучения при трении скольжения / Е.А. Колубаев, А.В. Колубаев, О.В. Сизова // Трение и смазка в машинах и
механизмах. – 2011. – №5. – С.3-10.
16. Колубаев Е.А. Особенности акустического излучения при трении стали
Гадфильда / Е.А. Колубаев, О.В. Сизова, С.А. Пупынин // Известия Томского политехнического университета. – 2011. – Т.319. – № 2. – С.62-66.
17. Рубцов В.Е. Особенности акустической эмиссии на разных стадиях изнашивания
твердого покрытия при сухом трении / В.Е. Рубцов, Е.А. Колубаев, А.В. Колубаев, М.И.
Лобач, И.М. Гончаренко // Известия вузов. Физика. – 2012. – Т.55. – №5/2. – С.234-238.
18. Колубаев Е.А. Исследование разрушения твердых покрытий системы Ti–Al–N при
трении скольжения с использованием акустической эмиссии / Е.А. Колубаев, М.И. Лобач,
И.М. Гончаренко, Ю.А. Колубаева // Перспективные материалы. – 2012. – №6. – С.90-95.
19. Колубаев Е.А. Особенности излучения акустического сигнала при сухом трении скольжения / Е.А. Колубаев, В.Е. Рубцов, А.В. Колубаев // Обработка металлов
– 2013. – №1. – С.69-74.
20. Рубцов В.Е. Использование акустической эмиссии для анализа процессов изнашивания при трении скольжения / В.Е. Рубцов, Е.А. Колубаев, А.В. Колубаев,
В.Л. Попов // Письма в ЖТФ. – 2013. – Т.39. – Вып.4. – C.79-86.
21. Колубаев Е.А. Влияние состояния трибологического контакта на акустическую
эмиссию при изнашивании твердых покрытий системы Ti-Al-N / Е.А. Колубаев, В.Е.
Рубцов, А.В. Колубаев // Трение и смазка в машинах и механизмах. – 2013. – №10. –
С.28-35.
22. Колубаев Е.А. Особенности формирования структуры сварного соединения,
полученного сваркой трением с перемешиванием // Современные проблемы науки и
образования. – 2013. – №6. – http://www.science-education.ru/pdf/2013/6/572.pdf.
23. Сизова О.В. Разрушение стыковых соединений алюминиево-магниевого сплава, выполненных способом сварки трением с перемешиванием / О.В. Сизова, А.В. Колубаев,
Е.А. Колубаев, А.А. Заикина, В.Е. Рубцов // Обработка металлов. – 2014. – №3. – С.14-20.
24. Колубаев Е.А. Исследование особенностей микроструктуры алюминий магниевого сплава, полученной при сварке трением с перемешиванием // Изв. вузов. Физика. – 2014. – Т.57.– №10. – С.22-27.
25. Рубцов В. Е. Использование методов неразрушающего контроля для диагностики дефектов в сварных швах, полученных сваркой трением с перемешиванием /
В. Е. Рубцов, С. Ю. Тарасов, Е. А. Колубаев, С. Ф. Гнюсов // Контроль. Диагностика.
– 2015. – №2. – С.51-58.
26. Тарасов С.Ю. Радиографическая идентификация дефектов сварного шва, полученного методом сварки трением с перемешиванием / С.Ю. Тарасов, В.Е. Рубцов,
Е.А. Колубаев, С.Ф. Гнюсов // Сварка и диагностика. – 2015. – № 4. – C.22-25.
27. Тарасов С.Ю. Рентгеноскопия дефектов типа стыковой линии в сварочном шве,
полученном методом сварки трением с перемешиванием / С.Ю. Тарасов, В.Е. Рубцов,
Е.А. Колубаев, С.Ф. Гнюсов, Ю.А. Кудинов // Дефектоскопия. – 2015. – № 9. – C.61-69.
32
28. Тарасов С.Ю. Радиоскопическая идентификация дефектов сварного шва, полученного методом сварки трением с перемешивание / С.Ю. Тарасов, В.Е. Рубцов, Е.А.
Колубаев, С.Ф. Гнюсов // Сварка и диагностика. – 2015. – №4. – С.22-25.
29. Тарасов С.Ю. Адгезионно-диффузионное изнашивание стального инструмента
при сварке трением алюминиевого сплава АМг5М / С.Ю. Тарасов, Т.А. Калашникова, К.Н. Калашников, В.Е. Рубцов, А.А. Елисеев, Е.А. Колубаев // Трение и смазка в
машинах и механизмах. – 2015. – №7. – С.39-44.
30. Тарасов С.Ю. Формирование дефекта сварного шва на плакированном алюминием сплаве Д16Т (2024) / С.Ю. Тарасов, В.Е. Рубцов, Е.А. Колубаев, А.Н. Иванов //
Фундаментальные исследования. – 2015. – №7. – С.5377-5381.
31. Фортуна С.В. Особенности микроструктуры высокопрочного сплава В95Т1 в зоне
перемешивания соединений, формируемых методом сварки трением с перемешиванием с ультразвуковым воздействием / С.В. Фортуна, С.Ю. Тарасов, А.Н. Иванов, В.Е.
Рубцов, Е.А. Колубаев // Фундаментальные исследования. – 2015. – №7. – С.89-94.
32. Поляков В.В. Физические методы диагностики сварных соединений в алюминиевых сплавов. Часть 1. Механические испытания / В.В. Поляков, Е.А. Колубаев,
Д.С. Салита, А.А. Дмитриев // Известия АлтГУ. – 2015. – № 1/1. – С.44-49.
33. Поляков В.В. Физические методы диагностики сварных соединений в алюминиевых сплавов. Часть 2. Акустическая эмиссия / В.В. Поляков, А.В. Егоров, Д.С.
Салита, Е.А. Колубаев // Известия АлтГУ. – 2015. – № 1/1. – С.50-54.
34. Елисеев А.А. Влияние ультразвукового воздействия на структуру и свойства
соединений сплава Д16 при сварке трением с перемешиванием / А.А. Елисеев, С.В.
Фортуна, В.Е. Рубцов, Е.А. Колубаев, Т.А. Калашникова // Фундаментальные исследования. – 2015. – №12-2. – С.253-257.
Статьи в зарубежных журналах, индексируемых Scopus и Web of Science:
1. Kolubaev A.V. Mechanismen zur Entstehung der Reibschicht von Manganhartstahl
mit 12 Gew.-% Mn / A.V. Kolubaev, O.V. Sizova, E.A. Kolubaev // Tribologie und
Schmierungstechnik. – 2008. – Vol.55. – No.6. – P.45-48.
2. Kolubaev A. Scale-dependent subsurface deformation of metallic materials in sliding
/ A. Kolubaev, S. Tarasov, O. Sizova, E. Kolubaev // Tribology International. – 2010. –
Vol.43. – Issue 4. – P.695-699.
3. Kolubaev A.V. Die Evolutionsmechanismen des Oberflächen-schichtgefüges der
Metalle bei Reibung / A.V. Kolubaev, O.V. Sizova, S.Y. Tarasov, V.E. Rubzov, E.A.
Kolubaev // Tribologie und Schmierungstechnik. – 2010. – Vol.57. – No. 5 – P.41-44.
4. Sizova O. Microstructure features of aluminum alloys welded joint obtained by friction stir welding / O. Sizova, G. Shlyakhova, A. Kolubaev, E. Kolubaev, S. Psakhie, G.
Rudenskiy, A. Chernyavsky, V. Lopota // Advanced Materials Research. – 2014. –
Vol.872. – P.174-179.
5. Tarasov S.Yu. A proposed diffusion-controlled wear mechanism of alloy steel friction stir welding (FSW) tools used on an aluminum alloy / S.Yu. Tarasov, V.E. Rubtsov,
E.A. Kolubaev // Wear. – 2014. – Vol.318. – P.130-134.
6. Rubtsov V. Thermography monitoring of friction stir welding / V. Rubtsov, E. Kolubaev,
S. Tarasov, P. Vasilyev, V. Bakshaev // AIP Conf. Proc. – 2014. – Vol.1623 – P.535-538.
7. Rubtsov V. Ultrasonic phase array and eddy current methods for diagnostics of flaws
in friction stir welds / V. Rubtsov, S. Tarasov, E. Kolubaev, S. Psakhie // AIP Conf. Proc.
– 2014. – Vol.1623 – P.539-542.
8. Sizova O. The microstructure of aluminum-magnesium alloy friction stir weld / O.
Sizova, A. Kolubaev, E. Kolubaev, A. Zaikina, V. Rubtsov, S. Psakhie, A. Chernyavsky,
V. Lopota // AIP Conf. Proc. – 2014. – Vol.1623. – P.587-590.
33
9. Tarasov S. The effect of FSW tool wear on the weld quality / S. Tarasov, V. Rubtsov,
E. Kolubaev // AIP Conf. Proc. – 2014. – Vol.1623. – P.635-638.
10. Astafurov S.V. Investigation of influence of friction stir welding regimes on the features
of mass transfer and temperature distribution in forming welds / S.V. Astafurov, E.V. Shilko,
E.A. Kolubaev, S.G. Psakhie // AIP Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020013.
11. Astafurov S. A theoretical study of the influence of technological friction stir welding
parameters on weld structures / S. Astafurov, E. Shilko, E. Kolubaev, S. Psakhie // AIP
Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020012.
12. Kolubaev A. General regularities of the microstructure formation during friction stir welding and sliding friction / A. Kolubaev, E. Kolubaev, O. Sizova, A. Zaikina, V. Rubtsov, S. Tarasov, P. Vasiliev // Journal of Friction and Wear. – 2015. – Vol.36. – No.2. – P.127-131.
13. Kolubaev E. Specifics of welded joint destruction obtained by friction stir welding at
strain / E. Kolubaev, O. Sizova, A. Zaikina, A. Levihina // Applied Mechanics and Materials. – 2015. – Vol.756. – P.137-143.
14. Tarasov S.Yu. Diffusion-controlled wear of steel friction stir welding tools used on
aluminum alloys / S.Yu. Tarasov, T.A. Kalashnikova, K.N. Kalashnikov, V.E. Rubtsov,
A.A. Eliseev, E.A. Kolubaev // AIP Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020228.
15. Eliseev A.A. Microstructure of AA 2024 fixed joints formed by friction stir welding /
A.A. Eliseev, T.A. Kalashnikova, S.Yu. Tarasov, V.E. Rubtsov, S.V. Fortuna, Kolubaev
E.A. // AIP Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020047.
16. Polyakov V.V. Fracturing behavior of aluminum alloys with welded joints / V.V.
Polyakov, E.A. Kolubaev, D.S. Salita, A.A. Dmitriev, A.A. Lependin // AIP Conf. Proc. –
2015. – Vol.1683. – P.020186.
17. Tarasov S.Yu. Ultrasonic-assisted friction stir welding on V95AT1 (7075) aluminum
alloy / S.Yu. Tarasov, V.Ye. Rubtsov, E.A. Kolubaev, A.N.Ivanov, S.V. Fortuna, A.A.
Eliseev // AIP Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020231.
18. Fortuna S.V. Structure and properties of fixed joints formed by ultrasonic-assisted friction-stir welding / S.V. Fortuna, K.V. Ivanov, S.Yu. Tarasov, A.A. Eliseev, A.N. Ivanov, V.E.
Rubtsov, E.A. Kolubaev // AIP Conf. Proc. – 2015. – Vol.1683. – P.020055.
19. Eliseev A. Microstructure of fixed butt joints formed by friction stir welding on
2024T3 aluminum alloy / A. Eliseev, T. Kalashnikova, S.Yu. Tarasov, V. Rubtsov, S. Fortuna, E. Kolubaev // Key Engineering Materials. – 2016. – Vol.683. – P.203-208.
Патенты:
1. Пат. №156049 РФ, МПК G 01 N 27/00. Сканер вихретокового контроля / Костиков
К.С., Выгонский В.И., Колубаев Е.А., Рубцов В.Е. [и др.]; патентообладатели ОАО
«РКК «Энергия», ФГАОУ ВО НИ ТПУ, ИФПМ СО РАН. – № 2014153382/28; заявл.
29.12.14; опубл. 21.10.15, Бюл. №30. 2 с.
2. Пат. №157287 РФ, МПК G 01 N 29/00. Сканер акустического контроля / Плотников
А.Д., Чернявский А.Г., Давыдов Д.Я., Бронз А.В., Колубаев Е.А. [и др.]; патентообладатели ОАО «РКК «Энергия», ФГАОУ ВО НИ ТПУ, ИФПМ СО РАН. – № 2014153384/28; заявл. 29.12.14; опубл. 27.11.15, Бюл. № 33. 2 с.
3. Свидетельство о гос. регистрации прогр. для ЭВМ №2015619194 РФ. Программное обеспечение обработки результатов контроля качества соединений, полученных
сваркой трением с перемешиванием / Дмитриев А.В., Жуков Л.Л., Рубцов В.Е.,
Псахье С.Г., Колубаев Е.А., Чернявский А.Г.; правообладатели ОАО «РКК «Энергия», ФГАОУ ВО НИ ТПУ, ИФПМ СО РАН. – № 2015612302; заявл. 23.03.15; опубл.
20.09.15, Реестр программ для ЭВМ. – 1 с.
34
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа