CC BY
112
УДК 539.12.04:669.14.255:691.793
НАНОТВЕРДОСТЬ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ 38ХН3МФА И ШХ-15, ИМПЛАНТИРОВАННЫХ ИОНАМИ (Al+B), (Ti+B), Ti
В.П. Сергеев, А.Р. Сунгатулин, О.В. Сергеев, *Г.В. Пушкарева
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск *Томский государственный архитектурно-строительный университет E-mail: [email protected]
Исследовано изменение нанотвердости и износостойкости поверхностного слоя образцов сталей 38ХН3МФА и ШХ-15 при облучении пучками ионов (Al+B), (Ti+В) и Ti. Обнаружено более высокое увеличение механических свойств при облучении композициями ионов. Величина эффекта возрастает с увеличением дозы облучения. При этом наиболее значительное увеличение износостойкости наблюдается при облучении сталей ионами (Al+B), а нанотвердости - при облучении ионами (Ti+В). Интерпретация результатов основывается на изменении структурно-фазового состояния и элементного состава приповерхностного слоя при имплантации, которое исследовалось методами просвечивающей электронной микроскопии и масс-спектрометрии вторичных ионов.
1. Введение
Известно, что обработка поверхностного слоя пучками ионов высокой энергии может значительно изменить механические характеристики металлов и сплавов [1-3]. Величина эффекта зависит от вида бомбардирующих ионов, режима облучения и материала мишени. Так, микротвердость поверхностного слоя закаленной подшипниковой стали 52100, измеренная в области малых нагрузок Р=5 мН [2], при имплантации ионов углерода с энергией 100 кэВ и флюенсом Ф1017 см-2 возрастает в 1,8 раза, износостойкость - более чем в 3 раза при достижении флюенса 30.1017 см-2 [3]. Повышение износостойкости стали 52100 также наблюдалось при имплантации ионов Т и (П+С) [4]. При этом бомбардировка двухэлементным ионным пучком приводила к более высокому эффекту, чем одноэлементными. При имплантации ионов титана в железо (99,9 %) [5] микротвердость возрастает с увеличением флюенса, достигая значения в 1,4 раза выше исходной при Н017 см-2, и далее сохраняет эту величину в связи с образованием тонкой аморфной прослойки Fe-Ti-C на поверхности имплантированных образцов. При исследовании [6] концентрационных профилей имплантированных ионов показано, что в условиях вакуумно-дуговой импульсно-периодической имплантации многозарядных ионов, включающих несколько химических элементов, наблюдается более сложное распределение концентрации внедренных элементов в поверхностном слое, распространяющееся на большую глубину по сравнению с имплантацией однозарядных ионов одного вида. В связи с этим целью настоящей работы является сравнительное изучение влияния вакуумно-дуговой импульсно-периодической имплантации двухэлементными пучками ионов (П+В) и (А1+В) относительно одноэлементных пучков ионов Б на износостойкость и нанотвердость высокопрочных сталей ШХ-15 и 38ХН3МФА и взаимосвязи свойств с изменениями структуры и фазового состава поверхностного слоя.
2. Методика эксперимента
Для проведения исследований были приготовлены образцы размером 6x6x20 мм, которые проходили закалку в масло и отпуск на воздухе, соответственно, от 840 °С и при 160 °С для стали ШХ-15 и от 850 °С и при 500 °С для стали 38ХН3МФА. После термообработки две противоположные большие грани образцов шлифовали и полировали до Ла=0,08 мкм и облучали ионным пучком при одинаковых условиях. Ионнолучевую обработку образцов выполняли с помощью вакуумно-дугового импульсного ионного источника "ДИАНА-2" в режиме, предотвращающем нагрев образцов в ходе процесса облучения [7]: ускоряющее напряжение -70 кВ, амплитуда тока ионного пучка - 300 мА, частота импульсов - 50 Гц, длительность импульса -250 мкс. Остаточное давление в вакуумной камере было Ы0-3 Па. Исследовали результат воздействия на образцы двух видов ионных пучков, состоящих из ионов алюминия и бора (1) и ионов титана и бора (2). Облучение ионными пучками выполняли при двух дозах - 16 и 32 мКл/см2. Двухэлементные ионные пучки 1 и 2 получали при использовании композиционных катодов, состоящих, соответственно, из борида алюминия А1В12 и борида титана БВ2, изготовленных методом порошковой металлургии.
Испытания на трение и износ проводили на машине 2070СМТ-1 по схеме "вращающийся диск -неподвижная колодка". В качестве контртела устанавливали диск из закаленной стали ШХ-15 твердостью HRC=62, у которого рабочая внешняя цилиндрическая поверхность шлифовалась с целью уменьшения шероховатости до Ла=0,16 мкм. Исследуемый образец с имплантированной рабочей поверхностью служил колодкой. Процесс изнашивания проводили на воздухе в условиях сухого скольжения вращающегося контртела со скоростью 50 об/мин относительно неподвижного образца, прижатого к контртелу с силой 49 Н, приложенной по нормали к рабочей поверхности. Износ контролировали по убыли массы образцов путем
взвешивания на аналитических весах ВЛР-200 и контролировали путем измерения глубины лунки профилографом К-296. Данные двух методов совпадали в пределах ошибок эксперимента. Износостойкость покрытий определялась как отношение времени изнашивания Д/ к величине убыли массы покрытия Дт.
Исследование нанотвердости Н и модуля упругости Е проводили с помощью нанотвердомера №-поНагёпе88Те81;ег, CSM. Для всех образцов применялось нагружение со скоростью 5,0 мН/мин до максимальной величины нагрузки на индентор Р=2,0 мН. С целью уменьшения влияния погрешностей эксперимента каждое полученное значение исследуемой величины определялось усреднением по 5...6 образцам, для которых условия ионнолуче-вого воздействия и испытания были одинаковыми. Концентрационные профили внедренных элементов в поверхностный слой определяли методом масс-спектрометрии вторичных ионов (МСВИ) на приборе МС7201М, структурно-фазовое состояние - методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) с использованием режима микродифракции на приборе BS-550 "Те81а".
3. РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ОБСУЖДЕНИЕ
При приложении нагрузки Р к индентору нано-твердомера происходит внедрение его в поверхностный слой образца на глубину кт. При снятии нагрузки в результате произведенной индентором пластической деформации в поверхностном слое остается отпечаток глубиной к0. Типичный вид кривых наноиндентирования к(Р) приведен на рис. 1. С помощью метода Оливера и Фарра [8] и использования полученных кривых к(Р) были определены значения твердости Н и модуля упругости Е поверхностного слоя образцов. В табл. 1 приведены средние величины значений Н и Е, а также износостойкости Д//Дт. Видно, что облучение ионными пучками Т образцов, изготовленных из сталей ШХ-15 и 38ХН3МФА, приводит к повышению в ~1,5...2 раза нанотвердости, но оставляет неизменной в пределах погрешности измерения величину износостойкости поверхностного слоя. Облучение ионными пучками (П+В) и (А1+В) образцов этих сталей приводит к более значительному повышению (в ~ 2...3 раза) нанотвердости и такому же увеличению износостойкости поверхностного слоя, а также небольшому возрастанию (на ~10—20 %) модуля упругости. Наибольшее возрастание нанотвердости наблюдается при облучении сталей пучками ионов (П+В), а износостойкости — при облучении пучками ионов (А1+В). Величина этих эффектов возрастает с увеличением дозы облучения и проявляется существеннее для стали 38ХН3МФА в сравнении со сталью ШХ-15.
На рис. 2 приведены кривые изменения тока вторичных ионов I титана, алюминия и бора с ростом глубины й ионно-имплантированного поверхностного слоя образцов стали ШХ-15 в про-
цессе распыления пучком ионов аргона в камере масс-спектрометра. Для стали 38ХН3МФА при тех же условиях облучения получены аналогичные кривые. Известно [9], что величина I пропорциональна атомной концентрации элементов.
16 32
Рис. 1. Кривые изменения глубины внедрения индентора (Ь) в поверхностный слой образцов с ростом нагрузки (Р) при наноиндентировании облученных пучком ионов (П+В) сталей ШХ-15 (а) и 38ХН3МФА (б)
Таблица 1. Средние значения нанотвердости Н, модуля упругости Е и износостойкости Д?/Дт образцов в зависимости от дозы облучения и элементного состава ионных пучков
Материал образцов Состав ионного пучка Доза облучения, мКл/см2 Н, ГПа Е, ГПа ДГ/Дт, 10Ч/мг
38ХН3МФА - - 6,9±0,8 186±20 2,3±0,4
А1 +В 32,0 16,0 14,2±2,2 9,8±1,4 281±34 206±15 8,0±1,0 3,9±0,6
Т +В 32,0 22,0±3,4 242 ±25 6,3±1,0
Т1 32,0 14,6±1,6 250±20 2,3±0,7
ШХ-15 - - 10,1±0,8 199±23 11,2±1,2
А1 +В 32,0 19,9±2,1 267±29 36,0±3,4
Т +В 16,0 32,0 14,2±1,4 24,1±3,0 206±15 236±27 14,8±1,6 18,0±4,7
и 32,0 16,0±2,1 214±23 11,3±2,0
Сравнение кривых 1(й) показывает, что при облучении стали однокомпонентным пучком ио-
с1, нм
Рис. 2. Распределение концентрации элементов по толщине поверхностного слоя образцов стали ШХ-15 при имплантации пучками ионов Т (а), (Т+В) (б) и (А1+В) (в) при дозе облучения 32 мКл/см2
нов Т1 и двухкомпонентным (Т1+В) в поверхностном слое создается более высокая (в ~1,6 раза) концентрация атомов титана во втором случае. Толщина легированного титаном слоя в обоих случаях достигает 100... 110 нм. Кроме того, при имплантации композиции ионов (Т1+В) поверхностный слой на глубину 140... 150 нм обогащается бором с примерно одинаковой концентрацией по всей толщине слоя (рис. 2, б). Применяемые в настоящей работе режимы имплантации ионов Т1, (Т1+В) и (А1+В) не приводят к перераспределению углерода в поверхностном слое, так что его концентрация остается на уровне исходной. При имплантации композиции ионов (А1+В) поверхностный слой равномер-
но обогащается алюминием и бором на глубину 150... 160 нм (рис.2, в). Определенное на основе полученных концентрационных профилей среднее значение глубины внедрения ионов бора несколько ниже расчетной величины 82 нм проективной длины их пробега Яр в железе [10] при величине за-рядности этих ионов, равной 1. Отклонение экспериментального значения от расчетного может быть связано с влиянием на распределение имплантированных ионов реального структурно-фазового состояния и химического состава стали, отличающихся от чистого железа, для которого проводился расчет. В то же время, для ионов титана и алюминия они в ~2 раза превышают величину Лр=23 и 41 нм [10],соответственно, что может быть обусловлено увеличением их зарядности выше 1, что, как показано в [11, 12], имеет место для пучков ионов металлов, генерируемых вакуумно-дуговыми ионными источниками.
Наблюдения с помощью ПЭМ фольг, приготовленных из ионно-имплантированных образцов исследуемых сталей, показали следующие изменения в приповерхностном слое. Исходная микроструктура стали ШХ-15 - мартенсит отпуска плюс карбиды ^еСг)3С и (С^е)23С6 (рис. 3, а, б). Дефектная структура кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита представлена дислокационными сетками и двойниками. Скалярная плотность дислокаций <р> равна «0,8...1,0.1011 см-2, избыточная плотность дислокаций одного знака р±~0,3...0,5.1011 см-2. Отличие исходной микроструктуры стали 38ХН3МФА заключается в значительном снижении объемной доли пластинчатого мартенсита и карбидов (С^е)23С6 и меньшей в ~2...3 раза плотности дислокаций в кристаллах, а также наличии дополнительной мелкодисперсной карбидной фазы
При имплантации ионов Т1 с дозой 32 мКл/см2 выделяется интерметаллидная фаза T1Fe2 с размером частиц 15...20 нм. Плотность дислокаций повышается в ~1,2...1,3 раза. В стали ШХ-15 дополнительно происходит частичный распад цементита ^еСг)3С и образование микровыделений карбидной фазы Т1С размером 3...5 нм.
Облучение двухэлементным пучком ионов (А1+В) приводит к образованию в поверхностном слое сталей интерметаллидов Fe3A1 и боридов Fe2B, а также дополнительно - боридов АШе3В3 в стали 38ХН3МФА и карбидов АШе3С в стали ШХ-15. Размеры микровыделений этих фаз не превышают 5... 10 нм. При уменьшении дозы облучения до 16 мКл/см2 понижается плотность боридных и карбидных частиц. Уровень внутренних упругих напряжений внутри мартенситных кристаллов выше, чем при имплантации ионов титана. На элек-троннограммах наблюдается расщепление матричных рефлексов, свидетельствующее о больших азимутальных разориентировках кристаллов, достигающих 10... 15°. Одной из причин фрагментации кристаллов мартенсита при имплантации ионов
Рис. 3. Микроструктура (а, в) приповерхностного слоя стали ШХ-15 и картина микродифракции (б, г), полученные с помощью ПЭМ. (а, б - необлученный образец, в, г - облученный композицией ионов (И +В) при дозе 32 мКл/см2)
(А1+В) может быть значительное превышение концентрации бора в а^е над равновесной. Бор является примесью внедрения и производит сильные упругие искажения решетки. Другой причиной может быть повышение избыточной плотности дислокаций одного знака до 0,6...0,7-1011 см-2, вызывающих значительную величину изгиба-кручения кристаллической решетки [13].
При имплантации композиции ионов (П+В) (рис. 3, в, г) выделяются новые фазы- бориды Fe2B, Т1В и интерметаллид TiFe2, а в стали ШХ-15 также карбид ТЮ. При дозе облучения 16 мКл/см2 размеры выделившихся фаз малы, при этом плотность боридных и карбидных частиц значительно выше, чем интерметаллидных. По границам мартенси-тных реек наблюдаются небольшие участки аморфной фазы. С увеличением дозы размер и плотность боридных и карбидных частиц возрастает. Размер интерметаллидных частиц достигает 15...20 нм, боридов и карбидов - менее 5 нм. Ин-терметаллидная фаза ^е2 растворяется. Поскольку она принадлежат к типу легкоаморфизуемых [13], то, возможно, частицы TiFe2 являются центрами зарождения аморфной фазы внутри мартенси-тных кристаллов, концентрируя в своей окрестности атомы бора. Повышается плотность дислокаций, при этом ее зарядовая величина р± достигает весьма высоких значений 0,8...1,0.10" см-2. В результате происходит более глубокое нанострукту-рирование матричной кристаллической решетки. Азимутальная разориентировка кристаллов, изме-
ряемая по расщеплению матричных рефлексов, достигает 15...20°. Аморфизация затрагивает не только приграничные области мартенситных кристаллов, но и начинает распространяться внутри них. На картине микродифракции вначале наблюдается вытягивание матричных рефлексов, а затем с увеличением дозы облучения образование прерывистых дифракционных колец и возникновение слабого диффузного гало внутри одного или двух первых кольцевых рефлексов матричной фазы (рис. 3, г). При снятии электронограммы с участка поверхности со значительной долей аморфной фазы получается картина, состоящая из центрального гало и диффузных кольцевых рефлексов, положения максимумов интенсивности которых соответствуют отражениям (110) и (211) а^е.
Согласно [1] основной вклад в увеличение на-нотвердости образцов исследованных сталей при облучении пучком ионов титана, по-видимому, дает механизм дисперсионного упрочнения. Эффективность дисперсионного упрочнения может быть обусловлена выделением мелкодисперсных интер-металлидных и карбидных частиц в поверхностном слое. Роль твердорастворного упрочнения в силу небольшого различия атомных радиусов титана и железа будет менее заметной, поскольку титан является примесью замещения и не производит значительных упругих искажений решетки. Также небольшим будет вклад в упрочнение наблюдаемого при имплантации ионов титана слабого увеличения плотности дислокаций. Отсутствие влияния
облучения ионами Ti на износостойкость сталей, несмотря на упрочнение поверхностного слоя, может быть связано с повышенной хрупкостью ин-терметаллидной фазы TiFe2, принадлежащей к фазам Лавеса. Образование этой фазы приводит к увеличению вероятности зарождения трещин и сколов в поверхностном слое [14] и выкрашиванию фрагментов вследствие хрупкого разрушения в процессе изнашивания.
При обработке поверхности пучком ионов (Ti+В) происходит выделение тонкодисперсных частиц боридов титана и железа с высокой плотностью, что делает вероятным дополнительный прирост величины дисперсионного упрочнения. Замена в пучке части ионов титана на бор, который является примесью внедрения и производит значительные упругие искажения решетки, приводит в свою очередь к увеличению вклада твердораствор-ного упрочнения. Как показывают результаты электронномикроскопического исследования, плотность дислокаций в этом случае имеет наибольшую величину, поэтому более значительным должен стать дислокационный вклад в упрочнение. Поскольку существенное развитие приобретает процесс наноструктурирования решетки (величина азимутальных разориентировок 15...20°), то возрастает также вклад механизма зернограничного упрочнения. Таким образом, наблюдаемое при облучении сталей двухкомпонентным пучком ионов (Ti+В) значительное повышение нанотвердо-сти обусловлено одновременным увеличением вкладов в упрочнение четырех указанных выше механизмов. Как показано, при облучении поверхностного слоя сталей пучком ионов (Ti+B) происходит растворение хрупкой фазы Лавеса TiFe2 с образованием на ее месте аморфной фазы, что при одновременном общем упрочнении поверхностного слоя должно приводить к повышению его износостойкости. Дополнительное повышение износостойкости производят тонкодисперсные частицы боридов титана и железа, выделяющиеся в поверхностном слое с высокой плотностью.
При облучении поверхностного слоя сталей двухкомпонентным пучком ионов (Al+B) вклад дисперсионного упрочнения также будет повышаться в силу увеличения количества и плотности микровыделений. В то же время более значительной становится роль твердорастворного упрочнения и упрочнения за счет повышения плотности дислокаций. Первое - по причине дополнительно-
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Пащенко О.В., Гирсова Н.В., Гашенко С.А., Шаркеев Ю.П., Кривобоков В.П. Микротвердость ионно-имплантированных металлов // Физика и химия обработки материалов - 1997. -№4. - С. 13-18.
2. Kluge A., Langguth K., Öchsner R., Kobs K., Ryssel H. Examination of Wear, Hardness and Friction of Nitrogen-, Boron-, Silver-, Lead- and Tin-implanted Steels with Different Chromium Contents // Mater. Sci. Eng. - 1989. - V. A115. - P. 261-265.
го к алюминию легирования решетки атомами бора, которые являются примесью внедрения и производят более сильные упругие искажения решетки, чем атомы алюминия. Второе - в силу более значительного роста плотности дислокаций, чем в случае имплантации только ионами титана, но меньшего, чем при обработке пучком ионов (Т1+В). Кроме того, в улучшение механических свойств вносит свой вклад механизм зернограничного упрочнения, так как при имплантации композиции ионов (А1+В) наблюдается достаточно существенная фрагментация кристаллической решетки и уменьшение величины зерна основной фазы. Более высокие значения износостойкости, наблюдаемые при имплантации ионов (А1+В), могут быть обусловлены выделением кроме тонкодисперсных частиц боридов также высокоизносостойкой ин-терметаллидной фазы Fe3A1. В отличие от имплантации ионами Т1 и (Т1+В) в поверхностном слое отсутствуют хрупкие фазы, которые могут снижать его износостойкость.
ВЫВОДЫ:
1. Вакуумно-дуговая импульсно-периодическая имплантация пучками ионов (А1+В), (Т1+В) и Т1 поверхностного слоя сталей 38ХН3МФА и ШХ-15 может приводить к увеличению в 2...3 раза нанотвердости и износостойкости.
2. Облучение сталей в исследованных условиях двухкомпонентными ионными пучками (А1+В) и (Т1+В) приводит к более значительному улучшению механических свойств, чем однокомпо-нентным пучком ионов Т1.
3. Наибольшее возрастание нанотвердости наблюдается при облучении сталей пучками ионов (Т1+В), а износостойкости - при облучении пучками ионов (А1+В). Величина этих эффектов возрастает с увеличением дозы облучения.
4. На основе исследования структурно-фазового состояния модифицированных слоев и концентрационных профилей внедренных элементов методами ПЭМ и МСВИ показано, что наблюдаемое изменение трибомеханических свойств сталей 38ХН3МФА и ШХ-15, облученных пучками ионов (А1+В), (Т1+В) и Т1, может быть связано с различной величиной вклада в упрочнение поверхностного слоя четырех основных действующих механизмов - дисперсионного, твердора-створного, дислокационного и зернограничного.
3. Kobs K., Dimigen H., Denisstn C.J.M., Gerritsen E. et al. // Appl. Phys. Lett. - 1990. - V. 57. - № 16. - P. 1622-1624.
4. Sioshansi P., Au J.J. Improvements in Sliding Wear for Bearing-grade Steel Implanted with Titanium and Carbon // Mater. Sci. Eng. -1985. - V. 69. - P. 161-166.
5. Fukui Y., Hirose Y., Iwaki M. Process of structure change in iron during titanium implantation // Thin Solid Films. - 1989. - V. 176. -№ 1. - P. 165-172.
6. Пучкарева Л.Н., Чесноков С.М., Шулепов И.А. Особенности ионной имплантации вольфрама, молибдена и углерода при использовании одноэлементных и композиционных катодов в частотно-импульсном режиме // Физика и химия обработки материалов. - 1998. - № 5. - С. 11-15.
7. Абдрашитов В.Г., Рыжов В.В., Сергеев В.П., Яновский В.П. Исследование температурного режима мартенситных сталей при высокодозной ионной имплантации // Физика и химия обработки материалов. - 1992. - № 4. - С. 22-27.
8. Oliver W., Pharr G. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7. - №. 6. - P. 1564-1583.
9. Нефедов В.И., Черепин В.Т. Физические методы исследования поверхности твердых тел. - М.: Наука, 1983. - 296 с.
10. Таблицы параметров пространственного распределения ион-но-имплантированных примесей / Под ред. А.Ф. Буренкова,
Ф.Ф. Комарова, М.А. Кумахова, М.М. Темкина - Минск: Изд-во БГУ, 1980. - 352 с.
11. Brown I.G., Feinberg B. and Galvin J.E. Multiply stripped ion generation in the metal vapor vacuum arc // J. Appl. Phys. - 1988. -V. 63. - № 10. - P. 4889-4898.
12. Sasaki J., Brown I.G. Ion spectra of vacuum arc plasma with compound and alloy cathodes // J. Appl. Phys. - 1989. - V. 66. - № 11.
- P. 5198-5203.
13. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н. Аморфизация металлов методами ионной имплантации и ионного перемешивания // Известия вузов. Физика. - 1994. - № 8. - С. 3-29.
14. Grummon D.S., Morrison D.J., Jones J.W., Was G.S. Ion implantation and fatigue crack initiation: interaction of persistent slip bands with modified surface layers // Mater. Sci. Eng. A. - 1989. - V. 115.
- P. 331-336.
УДК 678.5
ВЛИЯНИЕ УГЛЕРОДНОГО НАПОЛНИТЕЛЯ НА СТАБИЛЬНОСТЬ ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТИ НАПОЛНЕННЫХ ПОЛИМЕРОВ ПРИ КОНТАКТЕ С ЖИДКИМИ СРЕДАМИ
Н.Н. Минакова, А.Ю. Бортников Алтайский государственный технический университет, г. Барнаул
Рассматривается поведение в жидких агрессивных средах полимеров, наполненных высокодисперсными марками технического углерода. Установлено, что вклад технического углерода в стабильность объемного электрического сопротивления при работе в жидкой агрессивной среде не ограничен параметрами дисперсности и структурности. На примере печного технического углерода показано, что существенную роль играют органические соединения поверхности, которые избирательно реагируют на вид растворителя.
Резистивные изделия из наполненных техническим углеродом полимеров зачастую работают в агрессивных средах самого широкого спектра. В литературе, в том числе и в ряде монографий, описана природа дестабилизирующего воздействия, зависимость интенсивности набухания от надмолекулярной структуры полимера, формы и строения макромолекул, вида растворителя и т.д. [1, 2]. Основное внимание при этом уделяется вкладу деструкции полимера в изменение физико-механических характеристик композиционных материалов.
Поведение в агрессивных средах резистивных наполненных техническим углеродом полимеров, в частности, изменение их электрофизических характеристик, рассматривается существенно меньше. При этом в основном изучается роль связующей основы, поскольку давно известен факт увеличения объемного сопротивления (р„) композита за счет проникновения жидкой среды в полимер [3]. Вкладу наполнителя в физикохимию диффузионных процессов уделяется существенно меньшее внимание. Он, согласно исследованиям, зависит от уровня активности технического углерода [4]. Увеличение энергетической активности технического углерода в наполненном полимере приводит к возрастанию межфазных взаимодействий, повышая как стойкость к набуханию, так и механические
свойства [5]. В настоящее время не подвергается сомнению общий принцип действия активного наполнителя, заключающийся не только в физическом уменьшении доли полимера в композиции, но и в появлении развитой пространственной сетки, увеличивающей долю межфазного слоя [4]. На основании этого были предсказаны и подтверждены экспериментально существенное повышение ру композиционного материала в любом растворителе при уменьшении концентрации дисперсного наполнителя, его ярко выраженная зависимость от вида связующего [3]. Однако процессы, изменяющие массу и объем материала в присутствии растворителя, из-за эффектов сложного межфазного взаимодействия не могут быть однозначно спроецированы на природу формирования ру при набухании. Одни из них могут превалировать, другие -не оказывать существенного влияния. Возможно появление новых эффектов, заметно влияющих только на величину рг Представляет значительный интерес для прогнозирования свойств и выявления условий функционирования конкретных резистив-ных изделий исследование изменения ру композиционного материала в агрессивной среде в зависимости от типа активного наполнителя.
Данная работа посвящена изучению влияния высокодисперсного наполнителя на стабильность
