CC BY
52
машины и оборудование, которые в процессе функционирования будут автоматически управлять износоусталостью и долговечностью, что приблизит их по своим характеристикам к природным системам.
Литература
1. Трибофатика. Термины и определения (межгосударственный стандарт ГОСТ 30638-99).
2. Сосновский Л.А. Гао Ванчжен. О трибофатике. III Международный симпозиум по трибофатике. Пекин, 22-26 октября, 2000.
3. Сосновский Л.А. Механика усталостного разрушения. Словарь-справочник. В 2-х томах.Гомель, 1994. Том 1, 328 с. Том 2, 340 с.
4. Колесников А.А. Синергетическая теория управления М.: Энергоатомиздат,
1994.
5. Современная прикладная теория управления (в 3-х томах)/ Под ред. А.А. Колесникова. Таганрог: Изд-во ТРТУ, 2000.
СИНЕРГЕТИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ ФОРМИРОВАНИЯ ДИССИПАТИВНЫХ СТРУКТУР МАТЕРИАЛОВ С ТРИБОЭНЕРГЕТИЧЕСКОЙ ПРИСПОСАБЛИВАЕМОСТЬЮ
В.И. Бутенко, А.В. Пушкарный
Решение проблемы повышения износостойкости и прочности конструкционных материалов традиционными путями стало малоэффективным. В настоящее время в машиностроении быстрыми темпами развивается структурно-энергетическая теория трения, объясняющая процессы изнашивания материалов с позиции термодинамики необратимых процессов.
При этом пара трения рассматривается как термодинамическая система, для которой полное приращение энтропии представляется в виде разложения [1, 2]
с15 = 45 + с^, (1)
где йе3 и <^5 - соответственно внешняя и внутренняя энтропия рассматриваемой системы. Опираясь на формулу (1), предпринята попытка сформулировать синергетические аспекты формирования диссипативных структур материалов с трибоэнергетической приспосабливаемостью, используя базовые основополагающие понятия концептуального лексикона развивающейся синергетической теории управления: инварианты, самоорганизация, нелинейность, оптимизация, синтез [3].
Известно, что процесс трения и сила трения есть реакция диссипативной структуры материала на порождающее ее воздействие в макросистеме, а часть силы трения представляет собой обобщенную энтропию, равную сумме тепловой, механической энтропии дефектов и т.д. Поэтому процесс разрушения материалов поверхностного слоя деталей пар трения определяется необратимой диссипацией энергии и связан с накоплением энтропии в микрообъемах, характеризуемых дислокационной структурой и ответственных за разрушение [4].
Исследования Б.И. Костецкого показали, что явления структурной приспосабливаемое™ материалов есть физическая основа существования нормального трения [5]. Оно обусловлено образованием диссипативной структуры материала, обладающей свойством минимального производства энтропии [4]. Б.И. Костецкий показал, что при реализации структурной приспосабливаемости все взаимодействия трущихся тел и среды (механические, химические, электрические и др.) локализуются в тонкопленочном объекте - вторичных структурах и носят нелинейный характер. Вторичные структуры экранируют материал основы от механофизико-1химического воздействия окружающей среды. Неизбежное разрушение экранирующего поверхностного слоя детали в процессе трения сопровождается его восстановлением, обусловленным механическим внешним воздействием и процессами переноса вещества из среды. Возникает необходимость в определении возможностей существующих технологий термической и механической (финишной) обработки сталей и сплавов для целенаправленного использования внутренних резервов структурной приспосабливаемости обрабатываемого материала к условиям эксплуатации (самоорганизации) и их оптимизации.
Известно, что процессы в зоне трения возникают и развиваются в результате протекания двух основополагающих явлений: активирования (увеличение свободной энергии материалов) и пассивации (уменьшение этой энергии), которые инвариантны. В соответствии с первым началом термодинамики работа сил трения Лтр, являющаяся источником общего активирования 6'эф, в основном затрачивается на термическое Q и структурное АЕ активирование:
Атр = Q + АЕ = (7Э ф. (2)
Основными составляющими пассивации Gnac, является энергия, рассеиваемая узлом трения Gр, и энергия, запасаемая материалами системы G3:
Лтр = Gp + G3 — Gn&c. (3)
Все виды структурных изменений материалов поверхностей трения также имеют единую природу, обусловленную энерг етикой трибоактивирования и пассивации материалов деталей. Необходимым условием нормализации процессов трения является создание динамического равновесия между процессами активирования и пассивации, при котором эффективная энергия ктивирования находится в пределах значений энергии, необходимой для образования вторичных структур:
Сэф = Gnac- (4)
В процессе термической или механической обработки материалов в поверхностном слое деталей достигается высокая плотность дефектов кристаллического строения, что обусловливает высокую плотность внутренней энергии системы. Возникающие при эксплуатации деталей даже незначительные возмущающие воздействия приводят к переводу системы в новое энергетическое и структурное состояние на более высоком уровне устойчивости. Вследствие этого износостойкость обработанных материалов в основном определяется возможностью самоорганизации структуры поверхностных слоев детали применительно к действующей схеме напряженно-деформированного состояния, т.е. возможностью обладать трибоэнергетической приспосабливаемостью. Долговечность триботехнических материалов обеспечивается в том случае, если накапливаемая при внешнем температурносиловом воздействии избыточная энергия успевает рассеяться прежде, чем достигнет критического уровня, вызывающего разрушение материала поверхности детали пары трения. !
Диссипация упругой энергии при нагружении поверхностных механически или термически обработанных слоев материалов деталей происходит по следующим каналам: путем зарождения и движения дислокаций, образованием мартенсита деформации, поворотом структурных элементов и т.д. Если деформируемое тело представить как многокомпонентную систему в виде иерархии структурных элементов различных уровней (атом - блок мозаики - зерно), то это дает возможность рассматривать обрабатываемый металл как систему, содержащую подсистемы, которые непрерывно флюктуируют.
Так как основной вклад в силу трения вносит механическая составляющая, то естественно предположить, что микрогеометрия поверхности детали в значительной степени определяет интенсивность энерговыделения в месте контакта. При этом одной из главных причин возникновения силы внешнего трения является выход дислокаций на поверхность, создающий ступеньки сдвига [6]. Тогда коэффициент трения может быть выражен зависимостью [7]
где <гт - предел текучести материала детали; р к р\ - плотность дислокаций до и после трения соответственно; вша - ориентационный фактор, учитывающий направление плоскости скольжения; и - коэффициент Пуассона; С - модуль сдвига.
Приведенная зависимость (5) указывает возможные пути выбора режимов термического или механического упрочнения поверхностных слоев высоколегированных сталей для обеспечения заданной износостойкости деталей. В частности, желательно для узлов трения выбирать материалы с возможно меньшим пределом текучести сгт и невысокой плотностью дислокаций р после термообработки, соответствующей оптимальному значению показателя дислокационной насыщенности Кр для заданных условий эксплуатации и кристаллического строения материала [8]. При этом сплав должен испытывать либо структурные превращения при трении, либо выбранный материал после термообработки должен сохранять исходную плотность дислокаций при внешнем нагружении р/р\ ^ 1, т.е. иметь стабильную дислокационную структуру.
Установлено, что для пар трения машин оптимальной является гетерогенная структура, в которой при изменении внешних термодинамических параметров (температуры, давления, смазки, концентрации компонентов) под влиянием механических и тепловых импульсов происходит перестройка (или синтез) одной структуры материала в другую, устойчивую на более высоком уровне, т.е. реализуется явление структурно-энергетической приспосабливаемости материала [9]. Образующиеся структуры наиболее эффективно рассеивают вводимую в трибосистему энергию и минимизируют износ пар трения.
Для изучения рассмотренных вариантов структурного состояния материала в поверхностных слоях деталей применялась термическая обработка на различных режимах нагрева и охлаждения. Создавались структуры материала либо с максимально возможной стабильностью по отношению к внешнему воздействию, либо с возможностью оптимальной перестройки и дополнительного упрочнения (т.е. трибоэнергетической приспосабливаемостью) в условиях эксплуатации путем образования вторичных структур. Установлено, что получаемые при термической обработке сталей и сплавов структуры способны эффективно рассеивать подводимую энергию в момент пика напряжений с помощью преобразования на различных структурных уровнях, т.е. обладают свойством диссипативности. Таким образом, появляется возможность управления поверхностной прочностью и износостойкостью материалов, используя концепцию «структурной приспосабливаемости» пар трения и оптимизации явления активации-пассивации, что расширяет диапазон процессов нормального трения и изнашивания.
(5)
Исследованиями установлено [10-12], что скоростной нагрев материалов при термической и механической обработке позволяет эффективно управлять концентрационным состоянием 7-твердого раствора и тем самым формировать структурные состояния в закаленных сталях и сплавах. Сухцествует два принципиально отличных механизма формирования метастабильных фаз в сталях и сплавах с разным соотношением а- и 7-твердых растворов при закалке или скоростном шлифовании высокотемпературной 7-фазы. В низкоуглеродистых и малолегированных сталях и сплавах (например, сталях 15, 20Х и других) низкая насыщенность углеродом и легирующими элементами, а следовательно, и малая устойчивость высокотемпературной фазы почти полностью исключает возможность ее переохлаждения до комнатной температуры. В процессе закалки или шлифования в стали происходит мар-тенситное превращение. Образующийся мартенсит в процессе последующего искусственного нагрева (например, отпуска) или нагрева при эксплуатации в паре трения, а также под действием контактных напряжений частично распадается с выделением дисперсных карбидов, что вызывает дополнительное упрочнение обрабатываемого материала и может рассматриваться как способность его приспосабливаться к условиям эксплуатации.
При закалке без оплавления поверхности высоколегированных сталей (например, сталей аустенитного и аустенитно-мартенситного класса 10Х14Г14Н4Т, 08Х17Н5МЗ и т.д.) в структуре поверхностных слоев формируется тетрагональный (неотпущен-ный) мартенсит и некоторое количество остаточного аустенита. Тетрагональный мартенсит наряду с высокой твердостью характеризуется способностью к интенсивному деформационному упрочнению в процессе изнашивания, что обеспечивает ему высокую прочность и износостойкость по сравнению с малоуглеродистым мартенситом, упрочненным дисперсной карбидной фазой. Деформационное упрочнение тетрагонального мартенсита при трении обусловлено протеканием в нем процессов деформационного динамического старения, которое характеризуется выходом части углерода из а-решетки в примесные атмосферы при фрикционном нагружении дислокаций. Значительная энергия связи атомов углерода с дислокациями обеспечивает сильное закрепление дислокаций примесными атмосферами и, соответственно, высокий уровень деформационного упрочнения поверхностных слоев сталей со структурой тетрагонального мартенсита закалки.
Описанный вариант термического упрочнения и структурной приспосабливаемо-сти материала применим к большому количеству деталей, на рабочих поверхностях которых развиваются высокие контактные напряжения и температуры [13, 14]. Увеличение содержания углерода и легирующих элементов в обрабатываемых материалах, а также термическая обработка их на режимах, приводящих к оплавлению поверхности, повышает устойчивость высокотемпературной 7-фазы к превращению, способствуя тем самым ее частичному или достаточно полному сохранению в закаленном состоянии. Способность метастабильной 7-фазы закалки превращаться в мартенсит деформации с выделением дисперсных карбидов в процессе последующего нагрева или под действием внешних напряжений и деформаций служит причиной упрочнения обрабатываемого материала, поскольку мартенсит деформации является неотпущенным мартенситом и по своей износостойкости он не уступает тетрагональному мартенситу охлаждения, содержащему такое же количество углерода.
С синергетической точки зрения в общем виде механизм влияния структурных изменений на износостойкость сплавов состоит в следующем. В процессе трения поверхностным слоям деталей сообщается энергия активации. Одновременно на образование мартенсита деформации, прирост плотности дислокаций, выделение новых фаз и на другие процессы, происходящие в материале поверхностных слоев деталей, расходуется определенное количество энергии пассивации. Разрушение сплавов в зоне фрикционного контакта может начаться только при достижении энергией своей предельной величины, достаточной для структурных изменений и синтеза новых
поверхностей. Следовательно, чем больше расход энергии на структурные превращения, тем за большее количество циклов изнашивания (или нагружения) рабочий слой металла будет насыщен энергией предельной величины и тем выше будет его износостойкость. При этом важно, чтобы образующаяся структура материала обладала способностью к диссипации энергии. В результате поверхностные слои сплавов с относительно низкой исходной твердостью, полученные после термической или механической обработки, но склонные к структурным превращениям, при действии деформаций и напряжений смогут обладать большей износостойкостью по сравнению с более твердыми (упрочненными) поверхностными слоями детали.
Установлено, что изменение содержания углерода в обрабатываемых высоколегированных сталях и сплавах накладывает существенный отпечаток на развитие мар-тенситного превращения в процессе деформации и характер последующего упрочнения материала на разных стадиях деформации. В общем случае эффект упрочнения обрабатываемых поверхностных слоев сталей и сплавов, содержащих повышенное количество метастабильного остаточного аустенита, в процессе пластической деформации определяется следующими основными факторами: деформационным упрочнением аустенита; количеством, прочностью и распределением образовавшейся при деформации мартенситной фазы; наклепом кристаллов мартенсита деформации [15]. Исследования показали, что наилучший комплекс механических свойств стали обычно достигается в том случае, когда мартенсит деформации образуется из аустенита закалки с уже развитой субструктурой. Это приводит к получению более мелких пакетов структуры и кристаллов мартенсита, которые наследуют дислокационные субграницы аустенита. В результате достигаются высокие показатели прочности и сопротивляемости материала распространению трещин за счет увеличения числа полупроницаемых барьеров, облегчающих релаксацию «пиковых» напряжений путем эстафетной передачи деформации в соседние объемы. Кроме того, отмечается, что при небольшой степени деформации аустенит закалки наклепывается и происходит деформационное старение, на дислокациях образуются сегрегации углерода, а в аустените создаются такие структурные нарушения и такие локальные поля напряжений, которые делают энергетически выгодным зарождение мартенсита деформации. Следует также отметить, что большие внешние деформации создают сильные нарушения правильного строения исходной фазы, которые в значительной мере затрудняют рост мартенситных зародышей.
В процессе деформации за счет 7 —а превращений в сталях и сплавах происходит релаксация микронапряжений, возникающих при нагружении, что наряду с оптимальным развитием мартенситного превращения повышает ударно-абразивную износостойкость обрабатываемых деталей машин. При этом наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств обеспечивается при получении в процессе закалки или при шлифовании деталей в поверхностных слоях 30-40% метастабильного аустенита [15]. Применительно к конкретным условиям нагружения поверхностного слоя детали необходимо регулировать количество и степень стабильности остаточного аустенита в термически закаленных сталях и сплавах, что обеспечивает получение необходимых механических и служебных свойств материалов деталей машин.
Следовательно, износостойкость обрабатываемых сталей и сплавов определяется как их исходной твердостью, так и способностью к деформационному упрочению в процессе трения, т.е. способностью к трибоэнергетической приспосабливаемости. Обе указанные прочностные характеристики закалочных структур материалов врз-растают с увеличением содержания углерода в мартенсите и остаточном аустените. Концентрация углерода в данных фазах зависит от полноты растворения карбидов при тепловом нагреве материала и степени подавления самоотпуска мартенсита при охлаждении. Термическая обработка высоколегированных сталей и их шлифование характеризуются высокими температурами нагрева, малой продолжительностью процесса, повышенными скоростями охлаждения, за счет чего обеспечивается высокий уровень износостойкости сталей и сплавов.
Важную роль в создании упрочняющих фаз играют твердые включения в материалах, которые являются одним их факторов, способных увеличить их сопротивляемость износу. При внешнем нагружении они являются локализаторами деформации, т.к. вблизи них происходят релаксационные процессы трансляционноротационного типа, имеющие волновой характер. С термодинамической точки зрения поведение системы «упрочняющая фаза+ матрица» при внешнем нагружении вдали от равновесия определяется процессами самоорганизации предварительно созданных обработкой диссипативных структур материала, контролирующих каналы оттока избыточной энергии. Из этого следует, что твердые включения в стали можно рассматривать как набор релаксаторов, срабатывающих по мере достижения на них определенных критических напряжений [16].
При воздействии внешнего энергетического поля в процессе эксплуатации разрушение системы «упрочняющая фа.за+матрица» наступает тогда, когда накапливаемая энергия достигает величины, достаточной для разрыва межатомных связей и синтеза новых поверхностей. Это свидетельствует о том, что при однотипной матрице одним из значительных факторов, определяющих поведение сплава в процессе трения, являются силы межатомной связи в частицах упрочняющих фаз, зависящие от их природы. Анализ величин удельной энергии, необходимой для разрушения карбидов и окислов, показал, что способность поглощать энергию при механическом нагружении сильно развита у веществ с решеткой ГЦК типа МЬС, УС и М§0. Исследования показали (см. табл), что для разрушения корунда и кварца необходимо энергии меньше в 1,4 и 1,3 раза соответственно, чем для карбида ниобия, и в 1,5 и 3,6 раза, чем для окиси магния.
Основные характеристики кристаллических решеток различных соединений
Фаза Элементарная ячейка Отклонения от размеров решетки аустенита Предельная удельная энергия разрушения, кгс-м/мм2 Микро- твердость, ГПа
Тип Размер, нм
а с а с
7-Ре (аустенит) кубич. (ГЦК) 3,571- 3,656 “ _ — 1240-1680 1500-4000
УС кубич. 4,165 - 14 - 1740 21000-30000
№С кубич. 4,469 - 23 - 1800 1900-24000
Т2С кубич. 4,328 - 18,4 - 1680 29000
ггс кубич. 4,698 - 28,5 - 1650 27000
УМ кубич. 4,139 - 13,2 - 1600 15000
СгМ кубич. 4,149 - 13,5 - 1550 11000
Тій кубич. 4,244 - 16,1 - 1680 19000
ЪхС кубич. 4,577 _ 25,5 - 1600 15100
мєо кубич. 4,192 - 15,1 - 1900 18250
а-А120з гекса- гональ- ная 5,120 4,179 12,965 40 30 356 1260 30000-450000
ЗЮ2 (кварц) гекса- гональ- ная 4,922 5,39 34 48 525 16000
Если при легировании материала величина и интенсивность износа поверхностного слоя деталей определяются главным образом составом и количеством насыщающих элементов, то эффективность закалки сталей и других способов теплового воздействия, с точки зрения формирования диссипативных структур материала, зависит от температурного уровня нагрева. Поэтому износостойкость углеродистых сталей, к примеру, практически не чувствительна к режиму термической обработки, в то время как легированные стали обладают максимальной устойчивостью против динамического истирания только в случае полного отсутствия оплавления поверхности детали при ее термической обработке. Зафиксированные закономерности находятся в четкой корреляции со значениями твердости в зонах теплового воздействия на стали и сплавы. На основании этого можно сделать вывод о существовании влияния на износостойкость сталей и сплавов степени завершенности гомогенизационных процессов при скоростном нагреве, ответственных за фазовый состав, насыщенность и неоднородность твердых растворов. Экспериментальные исследования 7 —>• а превращений при деформационном и тепловом воздействиях [12-15] предопределили возможность создания структуры, обладающей структурной приспосабливаемостью к динамическому истиранию и обеспечивающей диссипацию энергии, поступающей извне. Однако, кроме собственных высоких свойств (твердости, энергоемкости) исследуемых соединений (см. табл.), износостойкость поверхностного слоя материала детали существенно зависит от прочности этих соединений с металлической матрицей. Сопротивление металла пластической деформации наиболее велико в том случае, когда между основой и упрочняющей фазой устанавливается когерентная связь, важнейшим условием для образования которой является геометрическое подобие кристаллических решеток. Образование прочной связи на границе раздела разнородных фаз наиболее вероятно, если этими фазами являются аустенит и карбиды ванадия, титана, ниобия или окись магния, поскольку они имеют одинаковую кристаллическую решетку и меньшую, чем у других карбидов и окислов, разницу ее параметров. Поэтому в процессе изнашивания такие включения при одинаковой дисперсности и характере распределения в металлической матрице могут более полно проявить свои прочностные свойства, более эффективно задержать продвижение и способствовать равномерному распределению дислокаций в рабочем слое металла. Это, в свою очередь, обеспечивает более равномерное распределение энергии в изнашиваемом объеме, т.е. повышает способность металла к поглощению энергии без разрушения.
Выводы
1. Представленные синергетические аспекты формирования диссипативных структур материалов с трибоэнергетической приспосабливаемостью открывают новые возможности в управлении качественными показателями поверхностного слоя деталей путем приспособления структуры материала к изменяющимся условиям эксплуатации.
2. Благодаря установленной самоорганизации структуры конструкционных материалов становится возможной разработка принципиально новых способов обработки сталей и сплавов, в основе которых лежит процесс формирования поверхностного слоя с минимальной внутренней энергией.
3. Результаты выполненных исследований закладывают основы функциональнопараметрической модели самоорганизующейся дислокационной структуры материала поверхностного слоя обрабатываемой детали с трибоэнергетической приспосабливаемостью.
Литература
1. Пригожин И. От существующего к возникающему. М.: Наука, 1985. 125с.
2. Пригожин И., Стенгерс И. Порядок из хаоса. Новый диалог человека с природой. М.: Прогресс, 1986. 348с.
3. Колесников А.А. Синергетическая теория управления. М.: Энергоатомиздат,
1994. 344с.
4. Рыжкин А.А., Дмитриев B.C., Климов М.М. и др. Физические основы обработки металлов резанием: Учебн. пособие Ростов-на-Дону: Издательский центр ДГТУ, 1996. 354с.
5. Костецкий Б.И., Колесниченко Н.Ф. Качество поверхности и трение в машинах. Киев: Техника, 1969. 275с.
6. Старков В.К. Дислокационные представления о резании металлов. М.: Машиностроение, 1979. 160с.
7. Рыбакова Л.М., Куксенова Л.И. Металловедение в науке о трении и изнашивании /,/ Металловедение и термическая обработка металлов, 1985. №5. С.16-23.
8. Бутенко В.И. Формирование и изнашивание поверхностного слоя детали. Таганрог: Изд-во ТРТУ, 1999. 193с.
9. Буше Н.А., Копытько В.В. Совместимость трущихся поверхностей. М.: Наука, 1981. 127с.
10. Бекренев А.Н., Безуглов А.Ю. Самоорганизация металлических систем при ее неквазистационарной релаксации // Физика и химия обработки материалов,
1995. №2. С.122-127.
11. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Филипчук А.И. Термодинамическая оценка интенсивности изнашивания инструментальных сталей, подвергнутых лазерной закалке и легированию // Тез. докл. 3 науч.-технич. конф. «Применение прогрессивных инструментальных материалов и методов повышения стойкости режущих инструментов», Краснодар, 1988. С.25.
12. Бровер Г.И., Варавка В.Н., Филипчук А.И. Использование термодинамических характеристик процесса трения для выбора оптимального варианта лазерного упрочнения режущего инструмента // Тез. докл. Всесоюзн. науч.-технич. конф. «Современные проблемы триботехнологии», Николаев, 1988. С.23.
13. Филлипов М.А., Луговых В.Е.. Попцов М.Е. Деформационные мартенситные превращения и упрочнения углеродистых метастабильных аустенитных сталей // Металлы, 1988. №2. С.82-86.
14. Любарский И.М., Палатник Л.С. Металлофизика трения. М.: Металлургия, 1976. 175с.
15. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. 238с.
16. Бутенко В.И. Металловедческие основы конструкционной прочности сталей и сплавов: Учебное пособие. Таганрог: Изд-во ТРТУ, 1995. 107с.
