CC BY
50
УДК 620.17.660.8/09
Масштабная инвариантность кривизны кристаллической решетки на поверхностях трения металлических материалов как основа
механизма их изнашивания
В.Е. Панин1,2, В.Г. Пннчук3, С.В. Короткевнч4, С.В. Панин1,2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 3 Гомельский государственный университет им. Ф. Скорины, Гомель, 246019, Беларусь 4 РУП «Гомельэнерго», Гомель, 246001, Беларусь
Проведено системное структурное исследование механизмов деформации и формирования частиц износа на поверхностях трения металлических материалов. Выявлена иерархия структурно-масштабных уровней пластической деформации и разрушения при изнашивании материалов. Ведущим в иерархической самоорганизации многоуровневых процессов формирования частиц износа является наномасштабный уровень, где в зонах локальной кривизны кристаллической решетки возникают межузельные бифуркационные структурные состояния, развиваются пластическая дисторсия и механизмы движения неравновесных точечных дефектов, определяющие нелинейную динамику структурообразования и процесса изнашивания поверхностных слоев. Неравновесные вакансии в узлах решетки в условиях пластической дисторсии формируют механизмом коалесценции микропористость, которая является прекурсором пластических сдвигов мезо- и макромасштабов, определяющих образование частиц износа.
Ключевые слова: масштабная инвариантность, трение, изнашивание, кривизна кристаллической решетки, пластическая дисторсия, частицы износа
Multiscaling of lattice curvature on friction surfaces of metallic materials as a basis of their wear mechanism
V.E. Panin12, V.G. Pinchuk3, S.V. Korotkevich4, and S.V. Panin1-2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
3 Francisk Scorina Gomel State University, Gomel, 246019, Belarus 4 Republican Unitary Enterprise "GomelEnergo", Gomel, 246050, Belarus
A system structural study has been performed to explore deformation and wear debris formation on friction surfaces of metallic materials. A hierarchy of structural scales of plastic deformation and fracture during wear has been established. The nanoscale plays the major role in the hierarchical self-organization of multiscale debris formation processes. On this scale, bifurcational interstitial states arise in zones of local lattice curvature; plastic distortion and motion of nonequilibrium point defects occur which determine the nonlinear dynamics of structure formation and wear of surface layers. Nonequilibrium vacancies on lattice sites form microporosity through coalescence in plastic distortion. The microporosity is a precursor of meso- and macroscale plastic shearing that defines wear debris formation.
Keywords: multiscaling, friction, wear, lattice curvature, plastic distortion, wear debris
1. Введение
В основе данной работы лежит концепция физической мезомеханики о принципах самоорганизации процессов в многоуровневых иерархически организованных системах [1-5]. Дается убедительное обоснование связи механизма изнашивания материалов на поверх-
ностях трения с масштабной инвариантностью кривизны кристаллической решетки в поверхностных слоях фрикционных контактов.
Дислокационный механизм деформации при одноосном растяжении металлических материалов обусловливает высокую их пластичность. Это связано с тем, что первичные сдвиги в нагруженном образце разви-
© Панин В.Е., Пннчук В.Г., Короткевнч C.B., Панин C.B., 2017
ваются в планарной 2D-пoдcиcтeмe (поверхностные слои и границы зерен в поликристаллах), в которой нет трансляционной инвариантности. Потоки структурных трансформаций в границах зерен хорошо известны как зернограничное скольжение. Оно вызывает действие на зерна моментных напряжений. В соответствии с законом сохранения момента импульса в зернах должны развиваться ротационные моды дислокационной деформации обратного знака. Генерация дислокаций на интерфейсе 2D планарной и 3D кристаллической подсистем и вихревой характер распространения дислокаций в кристаллическом материале являются по существу ингибитором нелинейной волны зернограничного скольжения. В этих условиях выполняется соотношение
N
Е гои, = 0, (1)
1=1
где и — потоки дефектов на г-м структурно-масштабном уровне. В этих условиях в материале компенсируются все моментные напряжения и кристаллическая решетка сохраняет свою трансляционную инвариантность. Пока выполняется соотношение (1), материал является пластичным.
Совершенно другая схема нагружения создается в поверхностных слоях материала в условиях трения. Моментные напряжения в зонах фрикционных контактов на поверхностях трения создают кривизну их кристаллической решетки. В ее междоузлиях возникают новые минимумы многочастичных потенциалов межатомного взаимодействия [3, 5] и создается возможность развития структурной турбулентности механизмом пластической дисторсии [6]. В структуре поверхностного слоя развиваются динамические ротации с большой концентрацией атермических вакансий на узлах кристаллической решетки, где прошла пластическая дисторсия. Коалесценция атермических вакансий обусловливает развитие микропористости на границах динамических ротаций, образование микротрещин и формирование частиц износа.
Разрушение поверхностного слоя при его изнашивании является ротационным механизмом, который развивается как многоуровневый иерархически организованный процесс. Выкрашивание частиц износа происходит в материале с сильно нарушенной трансляционной инвариантностью, при этом очень тонкие поверхностные слои оказываются наноструктурированными. Масштабная инвариантность кривизны кристаллической решетки является основой развития процессов изнашивания материалов на поверхностях трения.
В настоящем исследовании проводится комплексное структурное исследование механизмов и закономерностей изнашивания материалов на основе концепции физической мезомеханики о масштабной инвариантности кривизны кристаллической решетки на поверхностях трения.
2. Неевклидова модель пластической деформации и механизма изнашивания поверхностных слоев в парах трения
В работе [7] подчеркивается вихревой характер пластической деформации на поверхностях трения. Он обусловливает нарушение трансляционной инвариантности и кривизну кристаллической решетки поверхностного слоя (рис. 1). Механизм ротационной пластической деформации должен описываться неевклидовой моделью [4], в которой вводятся тензоры кривизны , кручения СК и неметричности Кку. Тем самым в деформируемом кристалле вводится геометрическая структура аффинно-метрического пространства, которая оказывается устойчивой при малых изменениях тензоров , С и Кку. Подчеркнем, что в трансляционно-инвариантном кристалле все указанные тензоры аффинно-метрического пространства равны нулю.
В литературе принято сопоставлять с тензорами , СК и Кку различные деформационные дефекты: дисклинации, дислокации и точечные дефекты [8]. Проблема изнашивания во многих работах описывается на основе теории дислокаций. Однако дислокации являются трансляционными дефектами микромасштабного уровня трансляционно-инвариантной кристаллической решетки, а ротационные механизмы изнашивания развиваются в иерархии масштабов частиц износа [9]. При этом наиболее важную функциональную роль в механизме изнашивания играет наномасштабный структурный уровень, который ранее в физике и механике изнашивания не учитывался.
В мезомеханике многоуровневых иерархически организованных систем введены точечные дефекты нано-масштабного уровня [2, 3, 5], которые описывают пластическую дисторсию в полях смещений атомов в междоузлия зон кривизны кристаллической решетки. Модель точечных дефектов наномасштабного структурного уровня в зонах кривизны кристаллической решетки в деформируемом поликристалле представлена на рис. 2. Первичные потоки структурных трансформаций
Рис. 1. Изображение поверхности никеля с наноструктурными складками высокой кривизны в зоне трибоконтакта никеля. Атомно-силовая микроскопия
Рис. 2. Генерация бифуркационных межузельных структурных состояний в зоне локальной кривизны кристаллической решетки; АВ — кластеры положительных ионов на границе зерен 1 и 2 [3]
в деформируемом поликристалле развиваются в 2Э планарной подсистеме (поверхностные слои и границы зерен поликристалла), в которой нет трансляционной инвариантности. Распределение нормальных напряжений а п на границе разориентированных зерен поликристалла описывается синусоидальной функцией, т.е. чередуются области растягивающих и сжимающих напряжений а п [10, 11]. При таком развитии зерногра-ничного скольжения в зонах растягивающих нормальных напряжений возникают кластеры положительных ионов, которые экранируются электронным газом из ближайшего окружения в приграничной зоне 3Э кристаллического зерна. Уменьшение концентрации свободных электронов между ионами С-В, Е-Р, G-H вызывает увеличение их межионного расстояния и возникновение локализованной щели в электронно-энергетическом спектре [12]. Это эквивалентно возникновению в системе квантовой точки, которая создает в локальной энергетической щели электронно-энергетического спектра собственные «примесные» электронные состояния. Как следствие, в междоузлиях С-В, Е-Р, G-H возникают бифуркационные минимумы потенциала многочастичного взаимодействия. Смещения атомов в парах С-В, Е-Р, G-Н при развитии сдвиговой деформации будет сопровождаться пластической дисторсией в зоне межузельных бифуркационных минимумов многочастичного потенциала, что вызывает завихренность локального пластического течения. Выражение для завихренности локализованного пластического сдвига получено в [13] и имеет вид
ХР-8 Э ( Е
Р) Св
(2)
дх Е
где е^ — символ Леви-Чивиты, в скобках представлено выражение, отражающее релаксацию сдвиговых напряжений механизмом пластической дисторсии
в зонах локальной кривизны кристаллической решетки. Учет кривизны кристаллической решетки во всем объеме деформируемого твердого тела обусловливает необходимость построения нелинейной механики пластической деформации и разрушения.
Образование бифуркационных межузельных структурных состояний и развитие эффектов пластической дисторсии усиливаются в условиях интенсивной пластической деформации, когда сильно выражена кривизна кристаллической структуры [14-17]. Особое внимание проблеме изнашивания материалов уделено в работах в области измельчения структуры материалов при их равноканальном угловом прессовании [14, 15] и технологии сварки трением с перемешиванием [17]. В условиях равноканального углового прессования во всем поперечном сечении заготовки формируется кривизна кристаллической структуры, в междоузлиях которой развиваются процессы пластической дисторсии с образованием большой концентрации вакантных узлов кристаллической решетки. Их многоуровневая коалесцен-ция вызывает фрагментацию исходной структуры на мезо- и наномасштабном структурных уровнях. При сварке трением с перемешиванием на фрикционных контактах возникает фрагментация материала, развивается пластическая дисторсия с образованием атерми-ческих вакансий на узлах кристаллической решетки и происходит холодная сварка фрагментов элементов конструкций.
Подобные многоуровневые процессы развиваются на поверхностях трения с фрагментацией материала, образованием на фрикционных контактах атермических вакансий, их коалесценцией и выкрашиванием частиц износа. При этом в очень тонких поверхностных слоях материалов возникает наноструктура (рис. 3) и разви-
Рис. 3. Изображение наноструктурного состояния поверхности никеля при времени трения t = 7 ч. Просвечивающая электронная микроскопия
Рис. 4. Формирование микропор внутри и по границам блоков [19]
вается микропористость (рис. 4). Рассмотрим более подробно закономерности подобных процессов на поверхностях трения в рамках неевклидовой модели.
3. Селективный механизм разрушения поверхностного слоя металлических материалов при трении
Поскольку нарушение трансляционной инвариантности в материале на фрикционных контактах обусловливает возникновение кривизны кристаллической структуры поверхностного слоя, очень важной задачей является оценка этой характеристики. В работах [18, 19] для этой цели измеряли ширину линий ферромагнитного резонанса при изнашивании образцов различных ферромагнитных материалов. На рис. 5, 6 представлена кинетика изменения уширения линии ферромагнитного резонанса никеля АН и интенсивности изнашивания I при трении. На поверхность трения наносили смазку ЦИАТИМ-201 [20]. Как видно из рис. 5, ширина линии ферромагнитного резонанса (кривая 1) циклически воз-
юсубструктуры в поверхностном слое трибоконтакта никеля
растает и снижается, что свидетельствует о циклическом изменении кривизны кристаллической структуры в поверхностных слоях фрикционных контактов. Принципиально важно, что синхронно с циклическим изменением величины АН изменяется интенсивность изнашивания I (кривая 2). При этом максимумы интенсивности изнашивания точно соответствуют минимумам кривизны кристаллической структуры. Другими словами, отделение частиц износа сопровождается резким снижением кривизны их кристаллической структуры. В то же время, пока кривизна кристаллической структуры в поверхностных слоях фрикционных контактов возрастает, интенсивность изнашивания резко снижается. Это означает, что для отделения частиц износа (т.е. разрушения поверхностного слоя) необходимо достижение в нем критической величины кривизны кристаллической структуры. Поскольку максимум АН соответствует максимуму развития пластической дистор-сии, при котором возникает максимальная концентрация вакантных узлов в кристаллической решетке, по-
Рис. 5. Зависимость ширины линии АН ферромагнитного резонанса (ФМР) (1) и интенсивности изнашивания I (2) от времени I, Р = 84 кПа, V = 0.5 м/с, смазка ЦИАТИМ-201, схема трения «диск (Мо) - палец (№)» [18, 19] (а); изменение продолжительности циклов изменения параметра АН, приведенного на рис. 5, а, от времени трибонагружения (б)
-2 lgR с, Ом /, кг/м
Рис. 6. Зависимость интенсивности изнашивания I (1), контактного сопротивления Rc (2) и плотности деформационных дефектов (3) от времени t
нятны развитие фрагментации материала поверхностного слоя и отделение его фрагментов в виде частиц износа. Масштабная инвариантность кривизны кристаллической структуры обусловливает широкий спектр размеров частиц износа [14]. В то же время коалесцен-ция вакантных узлов кристаллической решетки поверхностного слоя происходит в синусоидальном поле напряжений на интерфейсе «сильно искривленный поверхностный слой - кристаллическая подложка». Поэтому в работе [14] были обнаружены два максимума размеров частиц износа. В структурно-неоднородной среде их число может быть больше.
На рис. 6 выявлена осцилляция контактного электрического сопротивления Я0 на поверхности трения при наличии смазки. Этот эффект хорошо коррелирует с осцилляцией величины АН, т.е. величины кривизны кристаллической структуры поверхностного слоя, а также с осцилляцией интенсивности изнашивания. Максимум интенсивности изнашивания соответствует минимуму контактного электрического сопротивления. Другими словами, отделение частиц износа от поверхностного слоя разрушает пленку смазки и обнажает ювенильную поверхность металлической подложки. Естественно, контактное электрическое сопротивление при этом резко снижается. Таким образом, представленные на рис. 5, 6 закономерности циклического изменения АН, I и Яе убедительно свидетельствуют о селективном механизме разрушения поверхностного слоя фрикционных контактов при трении.
Принципиально важную роль в механизме изнашивания играет многоуровневая кривизна кристаллической структуры поверхностного слоя. Об этом свидетельствует прогрессивное увеличение частоты осцилляций ширины линии АН ферромагнитного резонанса и интенсивности изнашивания I при увеличении времени изнашивания, представленное на рис. 5, а. Частота осцилляции АН и I связана с уменьшением размера частиц износа. Это хорошо подтверждается экспериментально (табл. 1).
Таблица 1
Уменьшение среднего размера частиц износа с увеличением времени изнашивания [19]
Время изнашивания, 103 с 25.2 93.6 126.8
Средний размер частиц, мкм 4.0 3.2 2.5
Поскольку в междоузлиях кривизны кристаллической решетки % возникают новые структурные состояния [3, 5], возрастание величины % обусловливает рост эффекта пластической дисторсии. Атомы получают возможность переходить из узлов кристаллической решетки в междоузлия в зонах ее кривизны и произвольно изменять траекторию вихревого движения. Это способствует уменьшению размеров частиц износа.
4. Эволюция структурного состояния поверхностного слоя материала при трении
В деформированном поверхностном слое возникает складчатая структура, высота складок достигает -300 нм (рис. 3, 7). Естественно, трансляционно-инва-риантный кристалл не может создать такую складчатую структуру. Поэтому поверхностный слой нанострукту-рируется, что иллюстрируется кольцевой электроно-граммой на вставке рис. 3. Развитие пластической дис-торсии в зонах сильной кривизны кристаллической структуры генерирует высокую концентрацию вакантных узлов решетки. Их коалесценция обусловливает возникновение микропористости (рис. 4) и зарождение микротрещин (рис. 8).
На рис. 8, а хорошо видно, как в поверхностном слое происходит формирование частиц износа. В вершине полосы А локализованного сдвига генерируются пластический сдвиг и трещина скола АВ, как это предсказывает механика разрушения [21]. Трещина скола осуществляет аккомодационный разворот вдоль направления ВС механизмом пластической дисторсии и коа-
Рис. 7. Микроскладчатая структура в поверхностном слое трибоконтакта никеля
Рис. 8. Зарождение в вершине полосы А локализованного сдвига трещины скола и ее разворот в зоне ВС механизмом коалесценции микропор (а); распространение макротрещины вдоль нанопористой полосы локализованного сдвига (б) [22]
лесценцией вакантных узлов кристаллической решетки. Такие развороты трещины продолжаются вдоль траектории ее распространения и завершаются отделением частицы износа. Пример распространения трещины вдоль нанопористой полосы локализованного сдвига показан на рис. 8, б [22].
Другой пример формирования в поверхностном слое поликристалла частицы износа при трении представлен на рис. 9. Сложнонапряженное состояние материала в зоне Q тройного стыка зерен вызывает два эффекта. Во-первых, в зернах поликристалла развивается микропористость. Во-вторых, генерируемое концентратором напряжений в стыке трех зерен зерногра-ничное скольжение вызывает разворот блока Р в зерне 1 по часовой стрелке. В угловой точке G зерна 2 при зернограничном скольжении возникает мощный концентратор напряжений. В его зоне в зерне 1 возникает
Рис. 9. Ротационный механизм формирования частицы износа Р в поверхностном слое трибоконтакта никеля [19]
и распространяется сильно развитая микропористость. Концентратор напряжений в угловой точке G вначале генерирует в микропористой структуре полосу локализованного сдвига, в которой микропоры коалесцируют в микротрещину. Микропористость развивается на всех границах тройного стыка Q, что обеспечивает механизм отделения блока Р зерна 1 как частицу износа.
Вихревой характер отделения частиц износа от подложки на мезомасштабном структурном уровне должен компенсироваться поворотными модами обратного знака в поверхностном слое на микромасштабном структурном уровне (закон сохранения момента импульса). Это хорошо выявляет просвечивающая электронная микроскопия (рис. 10). Как видно из рис. 10, а, в поверхностном слое поликристаллического никеля перед отделением частиц износа в ходе трения формируется ячеистая дислокационная субструктура. Характерно, что если в условиях одноосного растяжения образцов никеля при комнатной температуре расщепление дислокаций в ячеистой дислокационной субструктуре просвечивающая электронная микроскопия не выявляет (рис. 10, б), то на поверхностях трения возникает аномально высокое расщепление дислокаций (рис. 10, а). При этом вихревое движение блоков материала аккомодируется индивидуальными сильно расщепленными дислокациями, которые четко ограничивают профиль поворота блока материала (рис. 10, а).
Аномально низкая энергия дефекта упаковки сильно расщепленных дислокаций в поверхностных слоях три-боконтактов свидетельствует о сильной термодинамической неравновесности материала поверхностей трения. Это может быть связано только с сильной кривизной его кристаллической структуры, в которой развивается пластическая дисторсия и возникает высокая концентрация атермических вакантных узлов кристаллической решетки. В материале происходит нанострук-
Рис. 10. Зарождение сильно расщепленных дислокаций аккомодационной природы на контуре субзерна Р при его ротационной деформации (а); ячеистая дислокационная субструктура при растяжении (б) [19]
0.25 мкм 11-1
турирование кристаллической решетки с образованием развитой системы границ нанозерен, которые на поверхности трения создают возможность сформировать мелкоскладчатую структуру (рис. 7). Модули упругости такой «рыхлой» кристаллической структуры очень низкие, поскольку материал близок к распаду своего кристаллического состояния и характеризуется близостью к нулю термодинамического потенциала Гиббса [23]. В таких условиях ядра сильно расщепленных дислокаций вязко перемещаются вместе с изменением складчатого профиля наноструктурного материала поверхностного слоя. Другими словами, представленные на рис. 10, а сильно расщепленные дислокации не являются скользящими, а формируют упругопластическую складчатую структуру наноструктурированного поверхностного слоя трибоконтактов.
Возникновение складчатого профиля в поверхностных слоях трибоконтактов вызывает появление в полосах локализованного сдвига микропор, коалесценция которых обусловливает развитие микротрещин (рис. 11). Это пример начальной стадии формирования частиц износа в сильнонеравновесном материале трибокон-такта на мезомасштабном уровне.
Образование микропор в полосах локализованного сдвига как прекурсор вязкого разрушения деформируемого материала обсуждалось в работе [24]. Подчеркнем, что данный эффект является определяющим в механизме изнашивания материалов на поверхностях трения, где образование частиц износа должно описываться только на основе нелинейной механики разрушения.
Приведенные на рис. 8-11 результаты убедительно свидетельствуют о том, что вихревой характер пластического течения на поверхностях трения и развитие в них кривизны кристаллической решетки, эффекта пластической дисторсии, микропористости и микро-
трещин лежат в основе многоуровневого механизма формирования частиц износа и их селективного отделения от подложки.
5. Иерархия структурно-масштабных уровней пластической деформации и разрушения при изнашивании материалов на поверхностях трения
В табл. 2 и 3 представлена иерархическая самоорганизация структурно-масштабных уровней пластической деформации и разрушения материалов при их изнашивании на поверхностях трения. В основе масштабной инвариантности процесса изнашивания лежат нано-механизмы структурных трансформаций на поверхностях трения, связанные с кривизной кристаллической решетки. Принципиально важной является концепция физической мезомеханики [3] о возникновении в междоузлиях кривизны кристаллической решетки бифурка-
Рис. 11. Начальная стадия формирования контуров частиц износа в поверхностном слое трибоконтакта никеля [19]
Таблица 2
Многоуровневые механизмы избирательного износа (нано и микро)
Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения
Нано Микро
Деформация Деформация Разрушение Износ
Локальная кривизна кристаллической решетки Межузельные бифуркационные структурные состояния Пластическая дисторсия Неравновесные вакансии Коалесценция неравновесных вакансий Нанопоры Нанонесплошности Формирование кластеров деформационных дефектов (~0.1 мкм) Полосовые структуры в полосах скольжения (размер 0.1-1.0 мкм) Высокодисперсный нано-структурированный слой с блоками ~ 5-50 нм Высокоугловая разориентация блоков 5°-10°; р = 1016 м-2 Сильно диспергированный поверхностный слой толщиной доли мкм; р = 1016 м-2 Формирование микротрещин (характерные размеры: диаметр 10 нм, длина 0.1 мкм) около скоплений деформационных дефектов в полосах скольжения, у границ зерен и двойников Объединение неравновесных вакансий в субмикропористость в поверхностных слоях толщиной субмикронного диапазона Объединение субмикропор в микропоры Поверхностные сдвиги и области расслоения Локализованное во времени отслаивание тончайшего диспергированного слоя (толщиной доли мкм) Лепестковый механизм Соответствует высокочастотной осцилляции интенсивности износа и плотности деформационных дефектов во времени. Период упрочнения и разрушения составляет t = 18 -103 с
Таблица 3
Многоуровневые механизмы избирательного износа (мезо- и макро)
Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения
Мезо Макро
Деформация Разрушение Износ Деформация Разрушение Износ
Рост плотности деформационных дефектов во вновь открываемом слое; р ~ 5 -1016 м-2 Формирование элементов кривизны-кручения кристаллической решетки под действием поворотных мод со стороны вышележащего деформирующегося слоя Объединение мик-ропор по границам полосовой субструктуры в мезотрещины шириной 0.2 мкм и длиной ~ 1 мкм (источник квазихрупкого расслоения) Образование усталостных трещин и локальное разрушение сколом по границам областей субструктуры (транскристаллитное разрушение) Интенсивное растрескивание приповерхностных слоев и образование частиц износа (вследствие хрупкого разрушения) Соответствует постепенному нарастанию плотности дефектов в нижележащих слоях по мере ВЧ-осцилля-ции интенсивности износа и плотности деформационных дефектов во времени на первом этапе испытаний Формирование градиентной высокопористой деформационной структуры на глубину несколько десятков мкм Объединение микропор в макропоры Разрастание мезотрещин за счет пластической деформации и их слияние в главные макротрещины Формирование магистральных (макро) трещин Периодический катастрофический износ. Время достижения данного состояния с момента начала трения t = (108-110)-103 с при р = 84 кПа, V = 0.45 м/с в среде ЦИАТИМ-201; «послойно-катастрофический избирательный механизм». Соответствует высоко- и низкочастотной осцилляции интенсивности износа и плотности деформационных дефектов во времени. Уменьшение периода высокочастотной осцилляции с 18.0-103 с до 2.3 -103 с. Период низкочастотной осцилляции составляет ~(25^26) -103 с
ционных структурных состояний, которые обусловливают эффект пластической дисторсии. Атомы химических элементов замещения в таких зонах могут переходить из узлов кристаллической решетки в междо-
узлия, формируя упругопластические ротации произвольной конфигурации. Тонкий поверхностный слой в трибоконтактах наноструктурируется и деформируется механизмом движения неравновесных точечных дефек-
тов, включая междоузлия и эффект пластической дис-торсии. Неравновесные вакансии на узлах кристаллической решетки, с которых атомы перешли в междоузлия, испытывают коалесценцию и формируют нано-и микропоры как прекурсор вязкого разрушения материала [24].
Далее процесс развивается в режиме с обострением, охватывая структурно-масштабные уровни микро, мезо, и макро. Концепция развития разрушения твердых тел в режиме с обострением развита в [25]. В проблеме изнашивания, где поверхностные слои в трибоконтак-тах оказываются наноструктурированными и являются структурно сильнонеравновесными, разрушение в режиме с обострением особенно ярко выражено. Пластические сдвиги в наноструктурных материалах развиваются под действием максимальных касательных напряжений [26, 27]. Моментные напряжения в упругона-груженной подложке оказывают действие на пластически деформирующийся поверхностный слой в трибо-контактах. Это обусловливает его вихревое пластическое течение в схеме структурной турбулентности [6]. Развитая микропористость в поверхностном слое и эффект пластической дисторсии обусловливают широкий спектр размеров частиц износа и очень высокую скорость их отделения от подложки. Самоорганизация структурных трансформаций на нано- и микромасштабных уровнях формирует сильнонеравновесное состояние наноструктурированного поверхностного слоя три-боконтактов (табл. 2). Полосы локализованных сдвигов в схеме структурной турбулентности формируют частицы износа различного размера, которые легко отделяются от подложки благодаря развитой микропористости и эффекту пластической дисторсии (табл. 3).
Аккомодационные пластические сдвиги в глубинных слоях подложки формируют их дефектную субструктуру, которая уменьшает период осцилляций ширины линий АН ферромагнитного резонанса и интенсивность изнашивания I (рис. 5, а). Эта самоорганизация требует дополнительного исследования. Однако эффект масштабной инвариантности в многоуровневых иерархически организованных процессах изнашивания на поверхностях трения представлен в данной работе достаточно убедительно.
6. Заключение
На основе многоуровневого подхода физической мезомеханики проведен анализ механизма изнашивания металлических материалов в парах трения. Показано, что механизм изнашивания не может быть описан на основе традиционных представлений механики разрушения и теории дислокаций в трансляционно-инва-риантных кристаллах. Поверхностные слои в трибо-контактах наноструктурируются и находятся в сильно-
неравновесном состоянии. Они характеризуются сильной кривизной кристаллической решетки, в которой развиваются нетрадиционные структурные трансформации: пластическая дисторсия атомов из узлов кристаллической решетки в междоузлия, образование неравновесных вакансий на узлах кристаллической решетки в зонах ее кривизны, коалесценция неравновесных вакансий с образованием микропористости и генерацией микротрещин в поле моментных напряжений, которые возникают в некристаллографических полосах локализованных сдвигов при их взаимодействии с неподвижной подложкой.
Процесс развития кривизны кристаллической решетки и связанных с ней нелинейных механизмов структурных трансформаций является мультискейлин-говым. Это определяет широкий спектр размеров частиц износа с тенденцией их измельчения с увеличением времени изнашивания.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных исследований государственных академий наук РФ на 2013-2020 годы, а также при финансовой поддержке РФФИ (проект № 14-01-00789), Отделения энергетики, механики, машиностроения и процессов управления РАН (проект № 1.11.2) и гранта Президента РФ по поддержке ведущих научных школ № НШ-10186.2016.1.
Литература
1. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Нелинейные волновые процессы в деформируемом твердом теле как многоуровневой иерархически организованной системе // Успехи физических наук. - 2012. - Т. 182. - № 12. - С. 1351-1357.
2. Panin V.E., Egorushkin V.E., Elsukova T.F. et al. Multiscale Translation-Rotation Plastic Flow in Polycrystals // Mechanics of Materials / Ed. by Chun-Hway Hsueh, S. Schmauder, Yutaka Kadawa. - Springer, 2017.
3. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Чернявский А.Г. Пластическая дисторсия — фундаментальный механизм в нелинейной мезомеханике пластической деформации и разрушения твердых тел // Физ. мезомех. - 2016. - Т. 19. - № 1. - С. 31-46.
4. Гузев М.А. Перестройка потенциала системы частиц при внешнем
механическом воздействии // Дальневосточный математический журнал. - 2009. - Т. 9. - № 1-2. - С. 74-83.
5. Гузев М.А., Дмитриев А.А. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. -Т. 16.- № 3. - С. 27-33.
6. Мухамедов А.М. Турбулентность: концепция калибровочных структур. - Казань: Изд-во Казанского гос. тех. ун-та, 2007. -190 с.
7. Колубаев А.В., Попов В.Л., Тарасов С.Ю. Формирование субструктуры поверхностного слоя при трении // Изв. вузов. Физика. - 1997. - Т. 40. - № 2. - С. 89-95.
8. Grachev A.V., Nesterov A.I., Ovchinnikov S.G. The gauge theory of point defects // Phys. Stat. Sol. B. - 1989. - V. 156. - P. 403410.
9. Alexeyev N.M., Kuzmin N.N., Trankovskaya G.K., Shuvalova E.A. On the similarity of friction and wear processes at different scale levels // Wear. - 1992. - V. 156. - P. 251-261.
10. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in thin bonding layer // J. Appl. Phys. - 1995 - V. 78. - No.11. - P. 6826-6832.
11. Егорушкин В.Е., Панин В.Е. Физические основы нелинейной механики разрушения // Механика твердого тела. - 2013. - № 5. -С. 53-66.
12. Жуковский М.С., Важенин С.В., Маслова О.А., Безносюк С.А. Теория и компьютерное моделирование неравновесных квантовых электромеханических процессов наноструктурирования материалов. - Барнаул: Изд-во АГУ, 2013. - 172 с.
13. Егорушкин В.Е. Калибровочная динамическая теория дефектов в неоднородно деформируемых средах со структурой. Поведение границ раздела // Изв. вузов. Физика. - 1990. - Т. 33. - № 2. -С. 51-68.
14. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И., Павлик Д.А., Малышев В.Ф. Процессы пластического структурообразования металлов. - Минск: Наука и техника, 1994. - 232 с.
15. Sagaradze V.V., Shabashov V.A. Deformation induced anomalous phase transformations in nanocrystalline FCC Fe-Ni based alloys // Nanostruct. Mater. - 1997. - V. 9. - P. 681-684.
16. Straumal B., Korneva A., Zieba P. Phase transitions in metallic alloys driven by the high pressure torsion // Arch. Civ. Mech. Eng. -2014. - V. 14. - P. 242-249.
17. Mishra R.S., Ma Z.Y. Friction stir welding and processing // Mater. Sci. Eng. R. - 2005. - V. 50. - P. 1-78.
18. Пинчук В.Г., Короткевич С.В., Бобович С.О. Структурные аспекты микропластической деформации и разрушения металлов при тре-
нии // Деформация и разрушения материалов. - 2007. - № 9. -C. 23-28.
19. Пинчук В.Г., Короткевич С.В. Кинетика упрочнения и разрушения поверхности металлов при трении. - Saarbrucken: LAP Lambert Academic Publishing, 2014. - 180 c.
20. ГОСТ 6267-74. Смазка ЦИАТИМ-201. Технические условия. http: //vsegost.com/Catalog/36/36676.shtml.
21. Yokobory T., Kamei A. The size of the plastic zone at the tip of a crack in plane strain state by the finite element method // Int. J. Fract. Mech. - 1973. - V. 9. - P. 98-100.
22. Petch N. The ductile-brittle transition in the fracture // Philos. Mag. -1958. - V. 3. - P. 1089-1097.
23. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Наноструктурные состояния в твердых телах // ФММ. - 2010. - Т. 110. - № 5. - С. 487-496.
24. Tekoglu C., Hutchinson J.W., Pardoen T. On localization and void coalescence as a precursor to ductile fracture // Philos. T. Roy. Soc. A.- V. 373. - P. 20140121.
25. Малинецкий Г.Г., Потапов А.Б. Современные проблемы нелинейной динамики. - М.: Эдиториал УЗСС, 2000. - 336 с.
26. Golovnev I.F., Golovneva E.I., Merzhievsky L.A., Fomin V.M., and Panin V.E. Molecular dynamics study of cluster structure and properties of rotational waves in solid nanostructures // AIP Conf. Proc. -2014. - V. 1623. - P. 171-174. - doi 10.1063/1.4898910.
27. Golovnev I.F., Golovneva E.I., Fomin V.M. The influence of the surface on the fracture process of nanostructures under dynamic loads // Comput. Mater. Sci. - 2015. - V 97. - P. 109-115.
Поступила в редакцию 26.02.2016 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., проф., акад. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, paninve@ispms.tsc.ru Пинчук Вячеслав Григорьевич, д.т.н., проф. ГГУ, Беларусь, korotsv@tut.by
Короткевич Сергей Васильевич, к.т.н., зам. начальника ССДТУ, РУП «Гомельэнерго», Беларусь, korotsv@tut.by Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф. РАН, зам. дир. ИФПМ СО РАН, зав. каф. ТПУ, svp@ispms.tsc.ru
