CC BY
30
где Ё,'0 =-0 Ь'0 - вязкое сопротивление РКО.
Из выражений (11) следует, что установка над задвижкой РКО увеличивает коэффициенты усиления кгг в 1,4 раза и кг1- в 1,7, при этом резонансная и антирезонас-ная частоты уменьшились соответственно с 29 Гц до 22 Гц и с 42 Гц до 37 Гц, а резонансные свойства, вследствие уменьшения коэффициента ^ ■ вблизи этих частот будут проявляться резче.
Для оценки эффективности рассмотренного использования РКО необходимо в дальнейшем выбрать конструкцию оболочки и, следовательно, величину коэффициента жесткости с' и определить усилие на грунт в диапазоне 0-50 Гц. Можно ожидать, что вследствие того, что с' « с1 усилие, а следовательно и перемещение грунта под опорной площадкой будет много меньше, чем до установки виброизолирующих элементов.
Если рассматривается вариант виброзащиты с установкой гибких резинокордных патрубков, то в выражениях (11) ^/#=0.
Таким образом, предложенная в данной работе методика имитационного моделирования позволяет по ре-
зультатам виброизмерений находящихся в эксплуатации насосных агрегатов и участков водоводов определить структуру системы виброзащиты и определить эффективность применения виброизолирующих элементов без остановки насосных агрегатов и без проведения экспериментальных работ.
ЛИТЕРАТУРА
1. Справочник "Вибрации в технике". М.: Машиностроение. Т. 1,1978.
2. Шнеерсон М.Б., Майоров В.В. Наземная невзрывная сейсморазведка. М.: Недра, 1988.
БУРЬЯН Юрий Андреевич - д.т.н., профессор, зав кафедрой "Основы теории механики и автоматического управления" ОмГТУ.
ЕГОРОВ Юрий Федосеевич - главный инженер МУП "Водоканал".
СИЛКОВ Михаил Владимирович - к.т.н., доцент кафедры "Основы теории механики и автоматического управления" ОмГТУ.
АВЕРЬЯНОВ Геннадий Сергеевич - к.т.н., доцент кафедры "Автоматические установки" ОмГТУ.
Ю. К. МАШКОВ, М. Ю. БАЙБАРАЦКАЯ, A.A. ПАЛЬЯНОВ
Омский государственный технический университет
УДК 669.715:539.62
ИОННО-ЛУЧЕВАЯ МОДИФИКАЦИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ_
В РАБОТЕ ПРИВЕДЕНЫ РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ ВЛИЯНИЯ ИОННО-ЛУЧЕ-ВОЙ ОБРАБОТКИ И ТРЕНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ, ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА, СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И НАПРЯЖЕННО-ДЕФОРМИРОВАННОЕ СОСТОЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ.
Повышение требований к уровню физико-механических и триботехнических свойств конструкционных материалов привели к активному поиску и развитию перспективных методов управления структурой и свойствами поверхностного слоя. Особенно активно ведутся работы по исследованию технологических возможностей обработки поверхностей деталей машин ионными и лазерными пучками. Ионно-лучевая модификация поверхностных слоев позволяет с помощью сильноточных установок повысить концентрацию легирующих элементов-примесей до единиц и десятков процентов, увеличить коррозионную стойкость, жаростойкость, износостойкость, повысить механические свойства, сопротивление усталости.
Для управления структурой и свойствами материала методом ионно-лучевой обработки необходимо исследовать и описать механизм упрочнения и повышения износостойкости при ионной имплан-| ()"г/ч тации. По мнению A.B. Белого, можно выделить четыре основных механизма повышения износостойкости при ионной имплантации: упрочнение поверхностного слоя, создание благоприятных остаточных напряжений, изменение химического состава и адгезионных свойств поверхности, изменение закономерностей деформации поверхностных слоев [1]. По нашим наблюдениям механизм повышения износостойкости алюминиевых сплавов при ионной имплантации не ограничивается перечисленными явлениями и процессами и включает структурно-фазовые превращения и изменения параметров решетки модифицируемого металла 10 или сплава .
С целью дальнейшего изучения механизма упрочнения и повышения износостойкости ме-
0.8
0.6
0.4
0.2
таллов вследствие ионной имплантации были проведены исследования комбинированного способа поверхностного модифицирования и фрикционного взаимодействия образцов из алюминиевого сплава В 95 с полимерным материалом на механические и три-ботехнические характеристики, а также на параметры напряженно-деформированного состояния и структурно-фазовые изменения в поверхностном слое металлических образцов. Образцы в виде плоских дисков диаметром 48 мм и толщиной 5 мм с шероховатостью рабочих поверхностей Ра=0.4...0.6мкм подвергались облучению потоком ионов меди с энергией 30-80 кэВ в специальной установке для ионной имплантации. Триботехнические характеристики определялись на специальной установке со схемой трения палец-диск при трении с полимерным образцом (палец) со скоростью скольжения 1м/с и контактном
У
0.09
0.05
0.01
20
30
40
50
60 L, MUH
Рис. 1. Зависимость скорости изнашивания (1) и коэффициента трения (2) от продолжительности облучения при ионной имплантации.
давлении 3.0 МПа по методике, изложенной в работе [2]
Изменение напряженно-деформированного состояния и структурно-фазового состава исследовали с помощью дифрактометра ДРОН-3. Рентгенограммы снимали в монохромотизированном Со-Ка излучении в режиме непрерывного сканирования. Для определения напряжений в тонком поверхностном слое (от десятых долей до нескольких микрометров) съемку проводили методом скользящего пучка [3].
Полученные зависимости скорости изнашивания полимерных образцов и коэффициента трения от продолжительности (дозы) имплантации (рис. 1) показывают, что с увеличением дозы триботехнические характеристики значительно улучшаются. При имплантации в течение 15 мин. и менее, пара трения оказывается неработоспособной из-за схватывания полимера с металлом и образования задиров. При увеличении продолжительности имплантации от 20 до 4550 мин скорость изнашивания уменьшается в 2 раза, дальнейшее увеличение времени имплантации ведет к незначительному повышению скорости изнашивания. Аналогичный характер зависимости от дозы наблюдается для коэффициента трения.
Результаты исследования микротвердости образцов (рис. 2) показывают, что имплантация ионами меди вызывает увеличение микротвердости поверхностного слоя толщиной до 3.6 мкм. При этом микротвердость слоя 2-8 мкм увеличивается в 2-3 раза. На глубине от 4 до 8 мкм наблюдается незначительное , не более 10 %, превышение микротвердости в исходном состоянии. Кривая 3 показывает, что в результате фрикционного взаимодействия микротвердость имплантированных образцов снижается на 100-300 МПа в слоях толщиной до 8 мкм. В более глубоких слоях микротвердость образцов исходного, модифицированного и прошедшего испытания на машине трения после модифицирования различается незначительно [4]. Можно полагать, что влияние модифицирования и фрикционного взаимодействия на структурно-фазовые превращения и напряженно-деформированное состояние распространяется только до глубины 8 мкм. Необходимо отметить, что для всех образцов наблюдается общая закономерность - снижение микротвердости (прочности) по направлению к поверхности от глубины 5 - 5.5 мкм, где зафиксирован максимум микротвердости.
После имплантации образцов наблюдается изме-
Н. 10МПа
120 100 80 60 40 20
нение фазового состава. На рентгенограммах, снятых методом скользящего пучка, обнаружены рефлексы фазы СидА14. Однако на рентгенограммах, снятых с тех же образцов в обычном режиме сканирования при формировании дифракционной картины, в отражении участвовал слой материала толщиной порядка 5 мкм, а при методе скользящего пучка - толщиной 0.5-1.0 мкм. Отсюда следует, что выделение фазы Си9А14 при имплантации возможно в тонком поверхностном слое толщиной до 1мкм.
Наряду со структурно-фазовыми изменениями в результате поверхностного модифицирования в алюминиевом сплаве наблюдается изменение напряженно-деформированного состояния тонкого поверхностного слоя. Из приведенных данных (рис. 3) видно, что зависимость межплоскостного расстояния с/331 от 5//гУ хорошо описывается линейной функцией в достаточно широком интервале значений Это позволяет надежно оценивать напряжения I рода, так как тангенс угла наклона прямой к графику пропорционален величине напряжений решетки.
Наклон линий на графике указывает на существование сжимающих касательных напряжений, при этом после имплантации напряжения увеличиваются. С изменением угла у изменяется толщина поверхностного слоя образца, участвующего в отражении, при максимальных значениях З/гРу, соответствующих углу скольжения а = 0.5°, в отражении участвует слой толщиной 0.3 мкм, а при минимальных значениях в отражении - слой глубиной 30 мкм. На приведенных графиках в области больших значений Б/п2^ наблюдается отклонение от линейных значений в сторону увеличения межплоскостного расстояния, которое
0.931 0930 0.929
0.928
0 0.2 0.4 0.6 0.8 й'ш^У Рис. 3. Зависимость межплоскостного расстояния г/ш от$т'\\1 для поверхностей образцов: 1 -исходное состояние; 2 - после имплантации; 3 - после трения имплантированной поверхности.
<З.А
0 2 4 6 8 10 12 Мкм
Рис. 2. Микротвердость образцов в зависимости от глубины внедрения индентора: 1 - исходная поверхность; 2 - имплантированная поверхность; 3 - имплантированная поверхность после испытания трением.
О.У32 0.930
- 0.928
- 0.926 0.924
0 4 X 12 16 20 24 Х.мкм Рис. 4. Микронапряжения и межплоскостное расстояние решетки в зависимости от толщины поверхностного слоя образца: 1 - исходное состояние; 2 - после имплантации; 3 - межплоскостное расстояние после имплантации.
особенно выражено для имплантированной поверхности.
Увеличение межплоскостного расстояния происходит в приповерхностном слое толщиной эффективного рассеяния менее 2 мкм, с уменьшением толщины слоя менее 1 мкм эффект увеличения межплоскостного расстояния резко увеличивается. Особенно резкое увеличение межплоскостного расстояния наблюдается в области дорожки трения (рис. 3, кривая 3). Наиболее вероятной причиной увеличения межплоскостного расстояния в приповерхностном слое менее 1 мкм является увеличение объема элементарной ячейки AI - твердого раствора, т.е. "разбухание" кристаллической решетки.
Микронапряжения решетки II рода зависят от плотности дислокаций и, по-видимому, от плотности когерентных выделений скоплений точечных дефектов. В некоторых моделях напряженного поликристаллического твердого тела величина микронапряжений II рода рассматривается как дисперсия дальнодействующих полей напряжений первого рода [5]. Из анализа полученных величин микронапряжений II рода можно сделать вывод, что уровень микронапряжений увеличивается в образцах при имплантации. С увеличением энергии ионов напряжения возрастают. Наибольшее напряжение наблюдается в результате имплантации с максимальной дозой облучения.
Расположение напряжений по глубине поверхностного слоя существенно влияет на физико-химические процессы фрикционного взаимодействия. Возможности рентгеновского метода измерения зональных напряжений I рода в тонком поверхностном слое алюминиевого сплава ограничены. В то же время метод скользящего пучка позволяет измерить послойно величину микронапряжений II рода. На рис. 4 показаны результаты измерений микронапряжений в образцах в зависимости от толщины рассеивающего слоя, где измеренные величины <з(х) относятся к слою материала от нуля до х. В поверхностном слое на глубине менее 10 мкм наблюдается значительное увеличение микронапряжений, и в слое менее 1 мкм их величина достигает предела текучести. Наглядно показано, что в протравленных образцах (кривые 2, 3) микронапряжения с удалением от поверхности снижаются значительно резче.
Влияние фрикционного взаимодействия проявляется на глубине менее 0,5 мкм. Под дорожкой трения на такой глубине дефектность кристаллической решетки увеличивается катастрофически, что приводит к размытию дифракционных максимумов и позволяет говорить об образовании рентгеноаморфных структур.
Обнаружен интересный эффект уменьшения микронапряжений решетки в поверхностном слое менее 0,5 мкм, причем этот эффект наследуется при имплантации. На рис. 4 приведена также кривая зависимости межплоскостного расстояния d(x) для имплантированного образца (кривая 4). Из сравнения кривых 1 и 4 хорошо видна интересная особенность: "зуб" на кривой а(х) как бы повторяется на кривой dfx). Снижение микронапряжений в тонком слое связано с уменьшением плотности дислокаций за счет "сил зеркального изображения". Уменьшение межплоскостных расстояний свидетельствует об уменьшении плотности точечных дефектов в имплантированном слое на глубине менее 0,1 мкм на фоне "разбухания" решетки до глубины 2 мкм.
Совместный анализ полученных результатов позволяет установить основные процессы структурно-энергетических превращений при поверхностном модифицировании алюминиевого сплава и его фрикци-
онном, взаимодействии с полимерным материалом. Имплантация и насыщение тонкого поверхностного слоя ионами меди вызывает образование новой фазы Cu9AI4, увеличение сжимающих напряжений I рода и микронапряжений II рода, что на макроуровне выражается в общем увеличении микротвердости тонкого поверхностного слоя (до 3,5 мкм) имплантированных образцов. При этом наличие микротрещин и резкое увеличение межплоскостного расстояния в слоях менее 3,0 мкм обеспечивают уменьшение напряжений в направлении поверхности и положительный градиент механических свойств по глубине слоя, что, согласно молекулярно-механической теории трения, исключает заедание и образование задиров.
Обнаруженное уменьшение межплоскостных расстояний и микронапряжений II рода в тонком поверхностном слое менее 0,5 мкм вследствие резкого уменьшения уширения брэгговских рефлексов связано с выходом и уменьшением плотности дислокаций и обеспечивает разупрочнение упрочненного слоя и значительное снижение предела текучести. Аналогичный эффект обнаружен при исследовании процесса деформации меди [6]. Эффекты снижения микронапряжений, выхода дислокаций, разупрочнения (снижение микротвердости) усиливаются в результате трения модифицированной поверхности алюминиевого сплава по композиционному полимерному материалу на основе политетрафторэтилена. Это объясняется тем, что фторсодержащие радикалы политетрафторэтилена обладают свойствами поверхностно-активного вещества и усиливают поверхностное пластифицирование (эффект Ребиндера) металла, улучшая условия трения и снижая износ сопряженных поверхностей. С позиций неравновесной термодинамики процессы снижения внутренних напряжений и выхода дислокаций означают обмен энергией и веществом с окружающей средой, результатом чего является снижение уровня накопления внутренней энергии в поверхностном слое, что в конечном итоге обеспечивает повышение износостойкости и долговечности пары трения.
ЛИТЕРАТУРА
1. Белый A.B. Ионная имплантация и создание три-ботехнических материалов // Трибология: исследование и приложения: опыт США и стран СНГ. М.: Машиностроение; Нью-Йорк: Аллертон пресс, 1993.
2. Машков Ю.К., Сухарина H.H., Гадиева Л.М., и др. // Вестн. машиностроения. 1985. №2. С.40-42.
3. Рыбакова Л.М., Куксенова Л.И. II Теоретические и прикладные задачи трения, износа и смазки машин. М„ 1982. С.80-96.
4. Байбарацкая М.Ю., Блесман А.И. // Модифицирование металлических поверхностей трения с целью повышения износостойкости металлополимер-ных пар трения. Трение и износ. - 1998. - Т.19. - № 4. -С.448-452.
5. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П., и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических материалов. Киев, 1989.
6. Рыбакова Л.М., Куксенова Л.И. Структура и износостойкость металла. М.,1982.
МАШКОВ Юрий Константинович - д.т.н., профессор, заведующий кафедрой "Материаловедение и технология конструкционных материалов" ОмГТУ.
БАЙБАРАЦКАЯ Марина Юрьевна - к.т.н., доцент, кафедра "Технология машиностроения" ОмГТУ.
ПАЛЬЯНОВ Андрей Артемович - аспирант кафедры "Материаловедение и технология конструкционных материалов".
