CC BY
86
Сдвиговая пластическая деформация и износостойкость ионно-модифицированных материалов с твердыми слоями
А.В. Белый, В.А. Кукареко, В.Е. Рубцов1, А.В. Колубаев1
Институт надежности машин НАНБ, Минск, 220072, Беларусь 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
В данной работе изучены закономерности изнашивания и разрушения образцов с твердыми слоями, полученными ионнолучевым легированием поверхности аустенитной стали 08Х18Н10Т. Показано, что ионная имплантация приводит к формированию на поверхности твердых слоев, состоящих из азотистого аустенита и нитрида с гексагональными или тетрагональными искажениями. Толщина упрочненного слоя зависит от температуры ионной обработки. Испытания на трение выявили принципиально разный характер изнашивания модифицированных образцов, зависящий от толщины твердого слоя. Проведенный методами компьютерного моделирования анализ сдвиговой деформации в материале с покрытием, вызванной силой трения, показал, как под твердым слоем развивается пластическая деформация. Данная деформация, обусловленная разупрочнением материала основы вследствие фрикционного нагрева, приводит к несовместности деформаций покрытия и основы, что сопровождается разрушением твердого покрытия.
1. Введение
Сформировавшееся ранее представление о зарождении пластической деформации на поверхности нагруженного твердого тела [1] в настоящее время является общепризнанным [2]. Оно подкреплено многочисленными экспериментальными результатами [3-5] и анализом процесса деформирования твердого тела на основе методов физической мезомеханики [6]. Физическая ме-зомеханика обосновывает зарождение и развитие первичных сдвигов в поверхностных слоях их малой сдвиговой устойчивостью и наличием естественных концентраторов напряжений, обусловленных геометрией поверхности. Степень деформации приповерхностных слоев и характер распространения деформации в объем образца определяются прочностными свойствами и структурой материала, наличием или отсутствием упрочняющего покрытия, адгезионным взаимодействием покрытия и основы и др.
Упрочнение или модифицирование поверхностного слоя позволяет предотвратить процесс зарождения деформационных дефектов и, как следствие, повысить не только износостойкость детали, ради чего обычно наносят защитные слои и покрытия, но и ее прочность [7]. В то же время, наличие границы раздела между высоко-
прочным слоем и основой приводит к формированию градиентов напряжений, значительно превышающих уровень средних приложенных напряжений. В результате вблизи границы раздела развивается несовместная деформация, которая вызывает накопление повреждений, образование трещин и преждевременное разрушение упрочненного слоя. Не нужно говорить, насколько нежелательно данное явление, особенно, когда разрушается покрытие на детали узла трения. Тем не менее, в практике довольно часто встречаются примеры, когда одно и то же защитное покрытие в одном случае сохраняет работоспособность длительное время, в другом — разрушается, не выработав свой ресурс. Столь неоднозначное поведение может быть обусловлено как условиями нагружения, так и параметрами, характеризующими свойства упрочненного поверхностного слоя и основы.
Причины развития пластической деформации и разрушения поверхностного слоя нагруженного твердого тела, наиболее важными аспектами которых являются процессы локализации деформации и фрагментации материала на различных масштабных уровнях, подробно проанализированы в работах [6, 8, 9]. В данной статье мы попытаемся рассмотреть закономерности за-
© Белый А.В., Кукареко В.А., Рубцов В.Е., Колубаев А.В., 2002
Рис. 1. Поперечное сечение образцов с поверхностью, упрочненной ионным азотированием при температурах 620 (а), 670 (б), 720 (в) и 770 К (г)
рождения и развития локализованной деформации в приповерхностных слоях стальных образцов с покрытиями разной толщины в процессе контактного взаимодействия при трении.
Статья состоит из двух частей. В первой представлены результаты экспериментальных исследований процессов трения и изнашивания образцов с твердыми слоями, полученными ионно-лучевым легированием поверхностного слоя. Во второй — методами компьютерного моделирования проведен анализ сдвиговой деформации в материале с покрытием под действием силы трения.
2. Образцы и методика эксперимента
Исследовали образцы размерами 5x6x10 мм, изготовленные из прокатанных прутков промышленной стали 08Х18Н10Т. Ионно-лучевая обработка осуществлялась на ускорителе ионов, оснащенном ионным источником с замкнутым дрейфом электронов [10]. Источник генерировал пучок ленточного типа длиной 120 мм и шириной 2.5 мм. Для равномерности обработки применяли систему механического сканирования обрабатываемых поверхностей, которая обеспечивала равномерность дозы облучения не менее 93 %. В качестве легирующего элемента использовали азот. Пучок содержал около 70 % ионов молекулярного азота и 30 % ионов атомарного азота.
Имплантация проводилась в течение 120 минут при энергии ионов 1-3 кэВ и плотности ионного тока 2 мА/см2, что обеспечивало флюенс легирования ~3х1019 см-2. Температура образцов в процессе ионно-лучевой обработки составляла 620, 670, 720, 770 К и контролировалась с помощью термопары.
Твердость по Виккерсу Ну определяли на твердомере ТП при нагрузке 300 Н, микротвердость Н ^ измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 1.0 Н с выдержкой в течение 10 с.
Триботехнические испытания с возвратно-поступательным перемещением образца в условиях сухого трения были выполнены на лабораторном трибометре АТВП [11], оснащенном специально разработанным устройством для измерения коэффициента трения. Проводили сравнительные испытания на износостойкость образцов стали 08Х18Н10Т в исходном состоянии и после низкоэнергетического ионного микролегирования азотом при различных температурах. Контртелом служила закаленная сталь 60, твердость которой была Ну = = 8 000 МПа. Контртело имело форму пластины с размерами 4x40x90 мм. Средняя скорость перемещения контртела в процессе испытаний составляла 7 см/с при амплитуде возвратно-поступательного движения 25 мм, давление в зоне фрикционного контакта — 1 МПа. Испытания проводили до достижения 20 000 циклов, что соответствовало пути трения 1 000 м. В процессе испытания регистрировали текущие значения коэффициента трения / Величину износа образцов определяли по потере веса при испытаниях. С поверхности образцов перед взвешиванием спиртом и ацетоном удаляли продукты изнашивания, затем образцы промывали, протирали и просушивали в сушильном шкафу при температуре -100 °С. После высушивания образцы взвешивали на аналитических весах АДВ-200М. Ошибка измерения массы образцов не превышала 0.05 мг.
3. Результаты эксперимента
В исходном состоянии сталь 08Х18Н10Т имеет ГЦК-решетку с параметром а = 0.3592 нм. Твердость стали составляет Ну = 2 200 МПа, а микротвердость Н^ = 2 600 МПа. Ионное азотирование нержавеющей стали при 620, 670, 720 и 770 К привело к образованию на поверхности высокопрочных модифицированных слоев толщиной 3, 5, 10 и 15 мкм (рис 1, а-г) соответственно. Микротвердость данных слоев составила 3500^5000, 10000, 14 500 и 14 000 МПа. Низкий уровень
100
|_
сГ
о 10
со
° 1 ш 1
0.01
Рис. 2.
ионно-лучевой обработки
твердости слоя после обработки при 620 К обусловлен, по-видимому, его малой толщиной, что привело к про-давливанию индентором твердого покрытия в пластичную основу.
Фазовый состав твердого слоя после ионной обработки при 620-720 К: азотистый аустенит и нитридная фаза на основе ГЦК-решетки с гексагональными (620670 К) или тетрагональными (720 К) искажениями. Имплантация азота при 770 К привела к образованию в слое частиц 0№, а также появлению в нем азотистого мартенсита в результате у^а-превращения обедненного хромом аустенита.
Зависимости весового износа при трении без смазки стали 08Х18Н10Т от режима ее обработки представлены на рис. 2. Можно видеть, что в исходном немоди-фицированном состоянии весовой износ стали весьма значителен. В частности, на стадии установившегося трения интенсивность изнашивания составляет Д = = 0.81 мкм/м (табл. 1). Фрикционное взаимодействие неимплантированной стали 08Х18Н10Т с контртелом приводит к адгезионному схватыванию и задиру трибо-сопряжения с образованием на поверхности характерной бороздчатой структуры (рис. 3, а). Микротвердость поверхностного слоя возрастает до Н^= 5000^6000 МПа (рис. 4). Данные рентгеноструктурного анализа свидетельствуют о фазовом у^а-превращении в зоне трения. Мартенситным превращением, по-видимому, обусловлено и столь существенное возрастание микротвердости
Путь трения, м
Весовой износ стали 08Х18Н10Т в зависимости от режима
поверхности трения. Вместе с тем коэффициент трения в данном случае относительно невелик и составляет /=0.65 (табл. 1). Сочетание высокой интенсивности износа с низким коэффициентом трения свидетельствует о невысоком уровне энергии активации процесса разрушения немодифицированной стали [12]. Ионно-лучевая обработка азотом при 620-670 К, приводящая к формированию модифицированных градиентных слоев толщиной 3-6 мкм, не обеспечивает существенного возрастания износостойкости поверхности стали в условиях фрикционного контактного взаимодействия без смазки (см. рис. 2). При испытаниях модифицированный слой удаляется с поверхности уже на первых метрах пути трения и интенсивность изнашивания достигает уровня значений 1Н = 0.7-0.9 мкм/м (табл. 1), характерных для неимплантированной стали. Причиной интенсивного разрушения упрочненных слоев малой толщины в процессе фрикционного взаимодействия при трении без смазки является их низкая несущая способность, что приводит к пластической деформации основы в прилегающих к покрытию областях. Несоответствие деформаций твердого слоя и подложки вызывает образование в них микротрещин, распространение их в глубокие подповерхностные слои и формирование частиц износа.
При переходе к более высоким температурам ионной обработки (720 и 770 К) износостойкость покрытий весьма существенно возросла (рис. 2). В частности, для имплантированной азотом при 720 К нержавеющей стали зависимость весового износа от пути трения имеет характерный вид с выраженным периодом приработки (до 100 м) и стадией установившегося трения (100— 300 м). Весовой износ слоя на стадии установившегося трения в -100 раз ниже, чем у необработанной стали. Интенсивность изнашивания составила Д = 0.018 мкм/м (табл. 1). На этих стадиях испытания поверхность трения модифицированного слоя становится более гладкой и приобретает характерный зеркальный блеск (рис. 3, б). Лишь на отдельных участках дорожки трения заметны квазипериодически расположенные микротрещины, образование которых обусловлено большими тангенциальными напряжениями при сухом трении. С последними связан повышенный уровень значений коэффициента трения (табл. 1), указывающий на увеличение энергии активации процесса разрушения твердого слоя, модифицированного при 720 К. Отмеченные при-
Таблица 1
Значения коэффициента трения/и интенсивности изнашивания 1к стали 08Х18Н10Т после различных режимов ионно-лучевой обработки
Параметр Исходное Температура ионно-лучевой обработки, К
состояние 620 670 720 770
Коэффициент трения / 0.65 0.62 0.65 0.85 0.90
Интенсивность изнашивания 1к, мкм/м 0.81 0.92 0.72 0.018 0.003
знаки процесса изнашивания свидетельствуют о высокой износостойкости модифицированного слоя, прочность которого к тому же не позволяет ему продавливаться в пятнах контакта.
Измерения микротвердости упрочненного при 720 К слоя после пробега 100 и 200 м показали, что она снизилась от Нц = 14 500 МПа до ~12 000 и ~10 000 МПа соответственно и достигла значений Н^, характерных для более тонких слоев, полученных в результате низкотемпературной имплантации при 670 К (рис. 4). Дальнейшее увеличение пробега до 300 метров и более привело к интенсификации износа и появлению на поверхности трения модифицированной стали характерных борозд изнашивания, свидетельствующих о развитии процессов адгезионного схватывания и задира в контактирующих поверхностях. Толщина модифицированного слоя на этих стадиях испытаний уменьшилась до 5-6 мкм. При металлографическом анализе на поверхности трения и в полосах задира модифицированной стали были выявлены участки с периодически расположенными микротрещинами (рис. 3, в), которые переходят в зоны глубинного выкрашивания и полного отслаивания покрытия (рис. 3, г). Столь катастрофическое разрушение твердого слоя, по-видимому, вызвано уменьшением его толщины в процессе изнашивания и резким снижением несущей способности тонкого слоя, как и в описанном выше случае модифицирования при 620-670 К.
При увеличении пути трения до 400 и 500 м интенсивность износа модифицированного слоя резко нарастает и выходит на уровень значений немодифицирован-ной стали (рис. 2), а микротвердость поверхности снижается до Нц= 5 000-6 000 МПа (рис. 4). Рентгеноструктурные исследования поверхности трения стали на поздних стадиях испытаний регистрируют появление дифракционных линий а-фазы. Последнее свидетельствует о выходе на поверхность трения немодифицирован-ной азотом матричной у-фазы и образовании мартенсита деформации при фрикционном взаимодействии.
Результаты триботехнических испытаний образцов, подвергнутых ионной обработке при 770 К, показывают, что они обладают наиболее высокой износостойкостью. Весовой износ на протяжении всего периода испытаний
в 500-700 раз ниже весового износа необработанной стали 08Х18Н10Т (рис. 2). Интенсивность изнашивания составила Д = 0.003 мкм/м (табл. 1). Чистота поверхности трения при этом близка к зеркальной, а микротвердость слоя осталась на уровне 13 000 МПа (рис. 4). Фазовый состав поверхности трения на протяжении испытаний также практически не изменился.
Высокая износостойкость модифицированного при 770 К слоя, по-видимому, связана с влиянием ряда факторов, среди которых наиболее важными нам представляются:
- фазовый состав упрочненного слоя, содержащего частицы высокопрочного нитрида хрома в вязкой матричной а-фазе, обеспечивший высокую износостойкость образца;
- увеличение толщины модифицированного слоя, который из-за высокой износостойкости сохранил работоспособность на весь период испытаний;
- перераспределение сдвиговых напряжений, обусловленное большой толщиной упрочненного слоя, что снизило нагрузку на пластичную основу.
Следует заметить, что первые два фактора являются естественными и вытекают из анализа многочисленных статей о проблемах изнашивания и нашего опыта работы в области трибологии. Что касается последнего, то для понимания его оказывается недостаточно только экспериментальных результатов. Требуется теоретичес-
Рис. 4. Зависимость микротвердости градиентных слоев на поверхности стали 08Х18Н10Т от пути трения
Рис. 5. Единичный выступ на поверхности, представленный в виде набора слоев
кий анализ развития пластической деформации в градиентном материале при трении, который позволил бы оценить степень деформирования основы на границе раздела покрытие - основа. Ниже приведены результаты моделирования и оценки величины сдвиговой деформации вблизи поверхности, на которой методом ионной имплантации сформирован упрочненный слой со свойствами, отличными от свойств основного материала.
4. Моделирование процесса деформирования при трении
Численные эксперименты проводили с использованием одномерной макроскопической модели, описывающей поведение материала вблизи поверхности трения с учетом изменения его свойств за счет деформационного упрочнения и фрикционного нагрева [13]. Фрикционное взаимодействие учитывали в пределах единичного микровыступа на поверхности, который состоит из набора слоев, имеющих различные физико-механические свойства (рис. 5). Отклик системы на внешнее воздействие определяется свойствами слоев, составляющих микровыступ, и законами взаимодействия между ними. Такой подход позволяет описывать и произвольно задавать градиент свойств в материале микровыступа, а также “конструировать” микровыступ из нескольких материалов с различными свойствами. В процессе моделирования решали также одномерную тепловую задачу и на каждом шаге вычисления деформации находили распределение температуры по высоте микровыступа. Найденная таким образом температура использовалась для расчета изменения свойств материала
и модификации закона взаимодействия для каждой пары слоев с учетом предыстории деформирования. Как видно, модель позволяет в процессе расчета одновременно учитывать два конкурирующих процесса — деформационное упрочнение материала и его разупрочнение за счет фрикционного нагрева, а также необратимую пластическую деформацию.
Были выполнены расчеты единичного акта взаимодействия микровыступа и контртела в режиме сухого трения. Модифицированный ионным пучком слой представлялся в виде твердого покрытия на основном материале. Механические свойства основы, на которую нанесено твердое покрытие, приблизительно соответствовали свойствам стали 12Х18Н10Т. Расчеты проводили в предположении, что между материалом основы и покрытием существует идеальный контакт. Материал покрытия считался идеально упругим с модулем сдвига в два раза большим, чем модуль сдвига материала основы. Другие свойства покрытия были идентичны свойствам основного материала (табл. 2). Моделирование проводили для имплантированного слоя толщиной от 2 до 50 мкм. Уменьшение модуля сдвига и предела текучести с ростом температуры задавали линейным законом, для построения которого использовали табличные данные [14]. “Пластический” модуль рассчитывали как отношение разности предела прочности и предела текучести к величине относительного удлинения после разрушения. Анализ температурных зависимостей относительного удлинения, пределов прочности и текучести показал, что для стали 12Х18Н10Т “пластический” модуль можно считать практически независимым от температуры и приблизительно равным 500 МПа.
Моделирование выполняли для скорости скольжения 0.1 м/с и коэффициента трения 0.5. Микровыступ состоял из 100 слоев толщиной 1мкм. В начальный момент времени задавали такие сочетания начальной температуры и контактного давления, которые обеспечивали бы упругое деформирование образца. Величина контактного давления выбиралась из тех соображений, что при трении фактическая площадь касания составляет 0.001-0.01 номинальной площади. Поэтому среднее давление в пятне контакта может на два-три порядка превышать номинальное давление [15, 16]. Начальную температуру подбирали так, чтобы при заданных контактном давлении и скорости скольжения в начальный мо-
Таблица 2
Механические свойства стали и материала покрытия, использованные в расчетах
Материал G, ГПа Модуль “пластический”, ГПа а 0.2 , МПа р, Я, с,
20 °С 1300 °С 2 о О 1300 °с 20 °О 1300 °с кг/м3 Вт/(м • К) Дж (кг • К)
Сталь 77 32 0.5 0.5 220 20 7 800 26 600
Жесткое покрытие 154 64 - - - - 7 800 26 600
: 0.24
го
о0.
■0-
ш
се
к
го
о о.
ш
т
о
го
с;
1= 0.
16
08
00
■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■ 1 ■
. о 1 о см \
^ 1.5 ■ 10“4 с ^■1-10-4 с
^5 ■ 10 5 с
— ^ ■ 10-5 с
. 1 . 1 . I . 1 . 1 . 1 . 1 . 1 . 1 .
10 20 30 40 50
Расстояние до поверхности трения, мкм
Рис. 6. Пластическая деформация в подповерхностном слое при трении материала с покрытием, рассчитанная в разные моменты времени
Рис. 7. Зависимость пластической деформации при трении от толщины покрытия, рассчитанная за t = 2 • 10-4 с
мент времени образец деформировался упруго. Для скорости скольжения 0.1 м/с контактное давление было выбрано равным 200 МПа, начальная температура — 70 °С.
Расчеты показали, что в начальный момент времени вследствие взаимодействия с контртелом скорость смещения верхних слоев микровыступа быстро возрастает от нуля до величины, близкой к скорости контртела. Резкое повышение скорости верхней части микровыступа приводит к зарождению упругой волны сдвига, которая распространяется вглубь со скоростью, соответствующей скорости поперечной звуковой волны. Далее, образованная в начальный момент времени упругая сдвиговая волна продолжает непрерывно двигаться по микровыступу, периодически отражаясь от жесткого основания и от поверхности. Таким образом, деформирование микровыступа сопровождается высокочастотными колебаниями трибологической системы. Такое поведение динамической системы действительно имеет место при трении деталей сопряжения, на что указывают исследования акустической эмиссии [17].
На рис. 6 приведены результаты расчета деформирования микровыступа с покрытием толщиной 10 мкм при скольжении со скоростью 0.1 м/с. Для иллюстрации процесса развития пластических сдвигов представлены зависимости пластических деформаций от расстояния до поверхности трения в различные моменты времени. Максимальный временной интервал, за который рассчитывалась деформация, соответствует единичному взаимодействию пятна касания диаметром ~ 20 мкм. Кривая, соответствующая времени t = 1 • 105 с, отражает состояние перед началом интенсивной пластической деформации. В этот момент микровыступ деформируется квази-упруго, как единое целое, с незначительными пластическими сдвигами. Отсутствие пластической деформации в покрытии, на рисунке это область от 0 до 10 мкм, обусловлено идеально упругими свойствами покрытия. С течением времени вследствие выделения тепла в пятне контакта возрастает температура, что приводит к раз-
упрочнению материала основы. Когда предел текучести материала подложки на границе “покрытие - основа” становится ниже действующего напряжения, в тонком подслое под покрытием начинается и интенсивно развивается пластический сдвиг (рис. 6, t = 5 • 105 с), сопровождающийся деформационным упрочнением (рис. 6, t = 1 • 104 с, 1.5 • 104 с, 2 • 104 с). Следует отметить, что нарастание пластического сдвига происходит не монотонно, а скачкообразно в моменты локального повышения напряжения, вызванного прохождением через границу раздела упругой сдвиговой волны. Из рисунка видно, что с течением времени деформация основы существенно возрастает. Кроме того, толщина вовлеченного в пластическую деформацию подслоя также увеличивается от 5 до 15 мкм. Максимум деформации достигается на границе раздела с покрытием.
Для исследования влияния твердого покрытия и его толщины на поведение трибосистемы проведен расчет деформации при трении микровыступа без покрытия, а также с покрытиями, толщиной 2, 5, 10, 15, 20, 30, 40 и 50 мкм. Физико-механические свойства материалов покрытия и основы были выбраны такими же, как и в расчетах, описанных выше. На рис. 7 приведены результаты расчетов деформации, соответствующей моменту времени 2 • 10-4 с, при скорости скольжения 0.1 м/с. Хорошо видно, что характер и величина распределения пластических сдвигов в материале без покрытия, а также в областях, прилегающих к покрытиям разной толщины, существенно отличаются. При отсутствии покрытия величина деформации на поверхности трения в два раза больше, чем деформация на границе раздела под покрытием толщиной 2 мкм. Кроме того, при наличии даже такого тонкого покрытия толщина пластически деформированного слоя материала существенно уменьшается и составляет ~15 мкм, по сравнению с ~25 мкм для случая без покрытия.
Общим для всех покрытий является то, что максимум пластической деформации достигается на границе
раздела, а с увеличением расстояния от поверхности трения величина пластической деформации монотонно убывает. С ростом толщины твердого покрытия уменьшается как толщина пластифицированного подслоя под покрытием, так и величина пластической деформации в подслое. При толщине покрытия 50 мкм пластическая деформация материала основы под покрытием на порядок меньше по величине, чем при толщине 2 мкм, а толщина пластифицированного подслоя составляет - 7 мкм. Таким образом, более толстое покрытие обеспечивает существенно меньшее пластическое деформирование материала основы и поэтому уменьшает напряжения, возникающие вследствие несовместности деформаций покрытия и основы.
Эти результаты согласуются с экспериментальными данными, представленными в первом разделе статьи, из которых следует, что поведение твердого покрытия при трении зависит от его толщины. Тонкое покрытие катастрофически изнашивается (разрушается) вследствие интенсивной пластической деформации материала основы, толстое — изнашивается постепенно до тех пор, пока его толщина обеспечивает требуемое снижение температуры и напряжения в подслое.
5. Заключение
Проведенные численные расчеты и анализ результатов экспериментов по исследованию особенностей разрушения при трении твердых модифицированных слоев (покрытий) на пластичной подложке при трении показал, что предложенная модель, несмотря на простоту, позволяет корректно описывать поведение градиентных материалов в процессе фрикционного взаимодействия. Она дает правильные представления о характере деградации пластичного материала с твердым покрытием. В частности, расчеты показывают, что под твердым слоем развивается пластическая деформация. Основной причиной, которая ее вызывает, является разупрочнение материала основы вследствие фрикционного нагрева. Если время фрикционного взаимодействия в пятне контакта превышает некоторое критическое время, необходимое для разупрочнения материала основы, то в подслое под покрытием развивается интенсивный пластический сдвиг. Это может привести к разрушению покрытия вследствие несовместности деформаций в твердом слое и материале основы. Если прочностные свойства основы с ростом температуры в зоне фрикционного контакта остаются достаточно высокими или толщина покрытия обеспечивает такое снижение температуры и уровня действующих в подслое напряжений, которые не приводят к пластическому течению материала основы, то покрытие не будет разрушаться, а будет изнашиваться постепенно.
Благодарности
Авторы выражают благодарность академику НАНБ Витязю П.А. и академику РАН Панину В.Е. за оказанную поддержку при выполнении данной работы. Работа выполнена в рамках совместного научного проекта БРФФИ-РФФИ №№ Ф99Р-105 и 00-01-81134, при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-15-96174).
Литература
1. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. - М.: Наука, 1983. - 280 с.
2. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.
3. Дударев Е. Ф. Микропластическая деформация и предел текучес-
ти поликристаллов. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1988. - 256 с.
4. Антипов С.Ф., Батаронов И.А., Дрожжин А.И. и др. Особенности пластической деформации кремния, связанные с зарождением дислокаций на поверхности и эволюцией их ансамбля в объеме // Изв. вузов. Физика. - 1993. - Т. 36. - № 5. - С. 60-68.
5. Панин А.В., Клименов В.А., Почивалов Ю.И., Сон А.А. Влияние состояния поверхностного слоя на механизм пластического течения и сопротивление деформации малоуглеродистой стали // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 4. - № 4. - С. 85-92.
6. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика. - 1998. - Т. 41. - № 1. - С. 7-34.
7. Siegl J., Kantor P., Adamek J. Fatigue processes in bodies with surface coatings // Surface Modification Technologies XIV, Proceedings of the XIV International Conference on Surface Modification Technologies, Paris, 2000 / Ed. by T.S. Sudarshan and M. Yeandin. -ASM International Materials Park, Ohio and IOM Communications Ltd., UK, 2001. - P. 64-70.
8. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. вузов. Физика. - 1990. - № 2. -С. 89-106.
9. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: в 2-х т. // Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - 298 и 320 с.
10. Белыгй А.В., Кукареко В.А., Лободаева О.В., Таран И.И., Ших С.К. Ионно-лучевая обработка металлов, сплавов и керамических материалов. - Минск: Изд-во ФТИ НАНБ, 1998. - 218 с.
11. Караваев М.Г., Кукареко В.А. Автоматизированный трибометр с возвратно-поступательным движением // Сб. материалов Международной научно-технич. конф. “Надежность машин и технических систем ”. - Минск: Институт технической кибернетики НАНБ, 2001. - Т. 1. - С. 37-39.
12. Polzer G., Meisner F. Grundlagen zu Reibung und VerschleiB. -Leipzig: VEB, Deutscher Verlag 2, Aufl., 1983. - 265 s.
13. Рубцов В.Е., Колубаев А.В. Моделирование сдвиговой деформации слоистого материала при трении // Труды II междунар. науч.-тех. конф. / Под ред. В.В. Полякова. - Барнаул: Изд-во Алтайского ун-та, 2001. - С. 185-189.
14. Сорокин В.Г., Волосникова А.В., Вяткин С.А. и др. Марочник сталей и сплавов / Под ред. В.Г. Сорокина. - М.: Машиностроение, 1989. - 640 с.
15. Демкин Н.Б. Контактирование шероховатых поверхностей. -М.: Наука, 1970. - 227 с.
16. Рубцов В.Е., Колубаев А.В. Изучение особенностей формирования контакта шероховатых поверхностей на основе метода частиц // Письма в ЖТФ. - 1998. - Т. 24. - № 5. - С. 28-32.
17. БарановВ.М., КудрявцевЕ.М., СарыгчевГ.А. Анализ частотного спектра акустического излучения при трении твердых тел // Трение и износ. - 1994. - Т. 15. - № 6. - С. 986-993.
