Структура и механизмы деформирования и разрушения твердых покрытий в условиях фрикционного взаимодействия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/52

Структура и механизмы деформирования и разрушения твердых покрытий в условиях фрикционного взаимодействия

Рассмотрено современное состояние проблемы выбора методов поверхностного упрочнения металлических материалов, направленных на обеспечение высоких трибологических свойств. Проанализированы способы модифицирования поверхности металлов и получения износостойких покрытий. Приведены сведения о структуре покрытий, полученных методами ионно-лучевого легирования, химико-термической обработки, осаждения покрытий из паровой и газовой фазы PVD- и CVD-методами. Представлены данные об особенностях изнашивания модифицированных слоев, полученных различными методами, в условиях сухого и граничного трения.

Structure and mechanisms of deformation and destruction of hard coatings under conditions of sliding friction interactio.pdf Введение Известно, что функциональные свойства конструкционных материалов в значительной степени контролируются фазовым составом, атомно-кристаллической и микроструктурой, которые, в свою очередь, определяются особенностями используемой при их получения технологии. При этом удается получать в сильно неравновесном состоянии сплавы и композитные структуры с широким спектром механических характеристик. В то же время вопрос о роли поверхности в поведении материалов в условиях высоких контактных нагрузок и трения имеет значительный научный и практический интерес. Поскольку трибологические системы являются термодинамически открытыми, необходимо учитывать не только механику контактного взаимодействия, но и процессы переноса вещества в зоне фрикционного контакта, химические и механохимические реакции, а также возможность взаимодействия с окружающей атмосферой, смазочными жидкостями и т.д. [1]. Кроме того, существование в процессе изнашивания критических явлений, обусловленных схватыванием поверхностей, температурными вспышками в микроконтактах, приводит к снижению ресурса работы трибосопряжений. Это, а также многочисленные исследования кинетики изнашивания функциональных материалов требуют использования различных методов защиты поверхностей от разрушения [1, 2]. Отсюда основной задачей повышения надежности и долговечности деталей, работающих в условиях трения и износа, является формирование микроструктуры поверхности контакта, обеспечивающей защиту поверхностного слоя от катастрофических разрушений. Упрочнение или модифицирование поверхностного слоя позволяет предотвратить процесс зарождения деформационных дефектов в материалах и, как следствие, повысить их прочностные и триботехнические свойства [2, 3]. Как правило, повышение срока службы деталей машин, работающих в условиях трения и износа, достигается путем нанесения на их рабочую поверхность защитных покрытий [3-9]. В данном случае удается совместить необходимую износостойкость с конструктивной прочностью материала. Существующее многообразие методов поверхностного упрочнения деталей машин и механизмов обусловлено спецификой их работы: сухим трением, трением в агрессивной среде, контактом с абразивом и т.д. Назначение упрочняющих технологий должно удовлетворять двум основным требованиям: минимизации нормального механохимического износа и расширению диапазона стационарного трения путем защиты поверхности от недопустимых явлений повреждаемости [10-12]. Поскольку не всегда удается предусмотреть характер перехода от исходного покрытия к вторичным структурам, в которых реализуется изнашивание, идут по пути получения первичных структур с высокостабильными свойствами, мало изменяющимися в сложных и неблагоприятных условиях нагружения. В качестве таких поверхностных структур применяются покрытия на основе карбидов, нитридов, боридов и оксидов металлов [13-17], а также некоторые высокопрочные металлы, например хром, молибден или вольфрам [18, 19]. Способы получения твердых покрытий включают в себя химико-термическую обработку, ионно-плазменное и газоплазменное напыление, обработку концентрированными потоками ионов, осаждение твердых соединений из газовой и жидкой фаз, лазерную и электронно-лучевую обработки и многие другие. Сравнительные исследования износостойкости покрытий, полученных методами ионно-плазменного напыления, электролитического осаждения и автокаталитического формирования композиционных пленок, при адгезионном трении и трении в абразивной среде [4] показали, что твердые покрытия нитридов металлов обеспечивают наибольшее сопротивление изнашиванию. Особенно стойким к абразивному изнашиванию оказывается PVD-покрытие AlCrN, которое имеет также и самый низкий коэффициент трения в условиях адгезии, по сравнению с другими покрытиями. Хорошую износостойкость при абразивном изнашивании, сравнимую с износостойкостью покрытия TiAlN, показало электролитическое покрытие Cr с наночастицами алмаза [4, 20]. Это покрытие оказалось самым стойким к адгезионному изнашиванию. Автокаталитическое покрытие NiB не обеспечивает такого же уровня стойкости к абразивному и адгезионному изнашиванию. Отмеченные способы упрочнения поверхностей деталей широко распространены в промышленности и описаны в научной и технической литературе [6, 7]. Вместе с тем существуют ограничения использования твердых покрытий на относительно мягких подложках, обусловленные высокими микронапряжениями на границе раздела покрытия с подложкой, что может вызвать отслоение покрытия при внешнем нагружении [21]. Покрытия, полученные диффузионными способами, как правило, лишены данного недостатка, так как между покрытием и материалом основы существует переходный слой с промежуточными свойствами. Целью данной статьи является анализ данных о влиянии особенностей структуры твердых покрытий трибологического назначения и характеризующих ее параметров, таких, как размеры зерна в материале, включений легирующих фаз, элементов дендритной структуры, образующейся при кристаллизации, и т.д. на трибологические свойства, прежде всего, их износостойкость и работоспособность в условиях высоких контактных нагрузок. 1. Структура и свойства металлов и сплавов, подвергнутых обработке концентрированными потоками ионов азота Рис. 1. Изменение интенсивности изнашивания Ih от расстояния до поверхности трения h азотированной стали 38Х2МЮА, содержащей следующие фазовые слои: 1 - оксидный; 2 - слой из наноразмерных частиц ε-фазы (Fe2-3N) в матрице α-Fe (НV = 6 ГПа); 3 - наноразмерных частиц ε-фазы (Fe2-3N) и γ´-фазы (Fe4N) в матрице α-Fe; 4 - α-Fe и наноразмерных нитридов легирующих элементов (НV= 9 ГПа) Быстрое развитие в последние 10-20 лет процессов инженерии поверхностей, основанных на применении концентрированных потоков эаряженных частиц, привело к созданию гаммы высокоэффективных триботехнических материалов и развитию новых подходов к повышению триботехнических свойств [22-26]. При этом наряду с такими положениями триботехники, как правило, положительного градиента механических свойств, принцип Шарпи, в обиход вошли представления о мультимодальных поверхностных структурах, ротационных модах деформации, механизмах упрочнения поверхностных слоев металлов и сплавов, взаимосвязи триботехнических характеристик и электронной структуры поверхностных слоев и др. [25-29]. Развитие технологий инженерии поверхностей привело к широкому использованию в триботехнике градиентных материалов, для которых понятия «твердость поверхностного слоя» и «износостойкость поверхности» приобретают существенно новый смысл. В качестве иллюстрации на рис. 1 схематически представлена характерная зависимость износостойкости азотированной стали 38Х2МЮА от расстояния до поверхности трения. Азотированный слой имеет сложное многофазное строение, определяющее его износостойкость. Максимальной износостойкостью обладает слой, образованный легированным азотом твердым раствором с наночастицами ε-фазы (Fe2-3N) и нитридов легирующих элементов. Одним из наиболее перспективных методов инженерии поверхностей является ионно-лучевое легирование поверхностных слоев. Для ионно-лучевого легирования конструкционных и инструментальных материалов широко используют примеси внедрения (N, C, B, O). Основными причинами такого выбора стали простота получения соответствующих ионных пучков высокой плотности, сравнительно большая глубина их проникновения, высокая химическая активность и возможность образования высокопрочных включений в поверхностных слоях обрабатываемых материалов. Рис. 2. Фазовые состояния в металлических материалах, подвергнутых ионному азотированию в функции концентрации легирующей примеси С и температуры обработки Т [29] При ионной имплантации, в зависимости от флюенса ионов, возможно образование в поверхностных слоях разбавленных, пересыщенных (метастабильных) твердых растворов, выделений новых фаз, а также потери дальнего порядка в расположении атомов, образующих кристаллическую решетку твердого тела. Схема фазовых состояний в металлических материалах, подвергнутых ионно-лучевой обработке, приведена на рис. 2. Определение конкретных концентрационных и температурных параметров реализации той или иной структуры представляет достаточно сложную задачу, требующую учета параметров ионно-лучевой обработки (энергии и вида ионов, угла их падения, зарядового состояния имплантируемых частиц, плотности ионного тока, температуры процесса) и исходной микроструктуры обрабатываемого материала. Энергия ионов при имплантации на несколько порядков превосходит энергию связи атомов в твердых телах и энергию активации подвижности точечных дефектов. В результате при низкотемпературном ионно-лучевом легировании возможно образование метастабильных твердых растворов и химических соединений. Существенное влияние на распределение атомов легирующей примеси, особенно при повышенных температурах, может оказывать радиационно-стимулированная сегрегация точечных дефектов (междоузельных атомов, вакансий и их комплексов), вызывающая изменение микроструктуры и свойств сплавов. Результатом сегрегации может являться образование радиационно-стимулированных выделений, перераспределение фаз, изменение фазового состава. В частности, обнаруженное в работе [30] ускорение диффузионного переноса азота в процессе ионно-лучевой обработки, по мнению авторов, достигается за счет генерирования при облучении покрытия большого количество точечных дефектов в поверхностном слое [31, 32]. При этом в тонких поверхностных слоях (~ 10 нм) при ионно-лучевой обработке генерируется повышенное количество неравновесных вакансий: Сv ≈ 1019-1021 см-3 [31]. Это соответствует атомной концентрации Cv = 0.01-1.2 %, что на 6-8 порядков превышает равновесную концентрацию вакансий ~ 108 %) при температуре 870 К. Наличие большого количества неравновесных вакансий существенно ускоряет диффузионное перемещение атомов азота. В связи с интенсивным развитием исследований в области ионного легирования металлических материалов ионами азота рассмотрим подробнее особенности формирования структуры и свойств сталей и сплавов при их обработке концентрированными потоками ионов азота. Результаты структурных исследований имплантированных азотом материалов на основе железа свидетельствуют об образовании на поверхности модифицированных слоев толщиной 5-50 мкм в случае высоколегированных сталей и 100-150 мкм в случае низколегированных сталей и армко-железа) [33-36]. При этом микротвердость поверхностных слоев сталей возрастает до 12000- 18000 МПа и многократно увеличивается их износостойкость [36, 37]. Фазовый состав и структура имплантированных слоев определяется исходной микроструктурой, химическим составом, плотностью тока ионного пучка, а также флюенсом ионов, температурой и временем обработки. Ключевую роль в структурообразовании играет массоперенос ионов азота в глубинные подповерхностные слои. Интенсивность переноса азота зависит от концентрации ионов на облучаемой поверхности, их диффузионной подвижности [38], а также степени легированности материалов и плотности дефектов в их поверхностных слоях [39]. Низколегированные стали и чугуны В случае низколегированных сталей и чугунов уже при температурах ионно-лучевой обработки 350-620 К концентрация атомов азота в поверхностном слое армко-железа и сталей быстро достигает значений, достаточных для формирования частиц нитридных -Fe4N и -(Fe3N, Fe2-3N) фаз. С увеличением флюенса легирования развиваются процессы диффузионного переноса азота в подповерхностные слои, приводящие к образованию нитридного слоя и зоны внутреннего азотирования, отличающейся пониженной концентрацией имплантированных атомов. Глубина зоны внутреннего азотирования зависит от легирования сплава, способа предварительной обработки поверхности и температуры ионной обработки. В случае армко-железа образование твердого раствора подавляется низкой растворимостью азота в -фазе. Предварительная деформация сплавов увеличивает глубину диффузионного насыщения азотом при ионной обработке. Микрофотографии рис. 3 свидетельствуют о существенной роли зернограничной диффузии в процессе насыщения. Частицы нитридов декорируют границы зерен и внутризеренную субструктуру имплантированного железа. Предварительная закалка стали 40Х не влияет на фазовый состав модифицированного слоя, однако увеличивает глубину слоя, а также несколько снижает уровень его поверхностной твердости и уменьшает градиент концентрации модифицирующей примеси по глубине. Указанное явление можно связывать с высокой концентрацией дефектов кристаллической решетки (вакансий, дислокаций, дислокационных границ), присутствующих в закаленной стали и увеличивающих растворимость примесей внедрения в низколегированном -Fe [38], а также приводящих к существенному снижению энергии активации их диффузии [40] и ускоренному массопереносу примеси в подповерхностные слои. Обнаруженный эффект влияния предварительной закалки стали на диффузию модифицирующей примеси наиболее сильно проявляется при пониженных температурах ионной имплантации (620-670 К). По мере увеличения температуры имплантации роль предварительной термической обработки стали вследствие релаксации и аннигиляции дефектов кристаллической решетки мартенсита снижается и после обработки при температуре 770 К структурные параметры ионно-модифицированных слоев в закаленной и отпущенной сталях мало различаются [36, 41]. Глубина азотированного слоя у низколегированных конструкционных сталей 40Х, 40ХН достигает 70 мкм после обработки ионами азота при 770 К. Микротвердость слоя составляет 9000-10000 МПа. Обработка ионами азота чугунов с феррито-перлитной структурой приводит к сравнительно малой глубине проникновения ионов азота в подповерхностные слои вследствие присутствия цементитных прослоек в перлитных зернах. Кроме того, для имплантированных слоев, сформированных в чугуне, характерно уменьшение содержания цементита Fe3C, что связано с растворением цементита в легированных азотом слоях. В случае феррито-перлитной отожженной стали 40Х толщина модифицированного азотом слоя также существенно понижена и частицы нитридов имеют вид пластин. Рис. 3. Микроструктура имплантированного ионами азота при 770 К армко-железа (а) и стали 40Х (б) Рис. 4. Зависимости интенсивности массового изнашивания Iq хромистых сталей от режима их обработки (трение без смазки; р = 1.5 МПа) На рис. 4 приведены результаты сравнительных триботехнических испытаний модифицированной азотом низколегированной стали 40Х и высокохромистых сталей в условиях трения без смазочного материала. Можно видеть, что после ионной обработки при 620 К интенсивность изнашивания стали 40Х существенно возрастает по сравнению с исходным закаленным состоянием (рис. 4). Понижение износостойкости модифицированной при 620 К стали 40Х связано с быстрым разрушением тонкого модифицированного слоя (  10 мкм) вследствие сдвиговой пластической деформации подложки [36, 39] и последующего ее интенсивного изнашивания. Ионно-лучевая обработка стали при 670-720 К приводит к существенному увеличению толщины модифицированного слоя. При этом, несмотря на снижение твердости подложки, регистрируется сильное увеличение износостойкости модифицированного слоя стали в 2 раза по сравнению с исходным закаленным состоянием. Рост температуры ионной обработки до 770 К заметно увеличивает интенсивность изнашивания модифицированных азотом слоев, что связано с низкой термической стойкостью фазы -Fe4N и ее диссоциацией в местах тепловых вспышек при адгезионном взаимодействии материалов пары трения [39]. Подобные результаты получены при исследовании влияния структурно-фазового состояния имплантированных ионами азота различных низколегированных сталей и хромистого чугуна на их износостойкость [36, 39, 42]. Высокохромистые стали мартенситного класса Рис. 5. Микроструктура поверхностного слоя имплантированной ионами азота при 770 К высокохромистой стали 40Х13 В легированных сталях процессы формирования азотированных слоев, их структура, фазовый состав и свойства определяются растворимостью азота в матричной фазе, образованием азотистого твердого раствора, легированных нитридов на железной основе и нитридов легирующих элементов [36, 43]. Одним из основных легирующих элементов в сталях и сплавах является хром. В [43-45] изучено влияние режима ионной обработки азотом на структуру и фазовый состав поверхностных слоев ряда высокохромистых сталей 20Х13, 40Х13 и 95Х18, являющихся типичными представителями сталей мартенситного класса и весьма широко использующихся в промышленности для изготовления ответственных деталей машин и механизмов. На рис. 5 приведена характерная микроструктура имплантированной ионами азота стали 40Х13. Имплантация высокохромистых сталей при температурах 620-670 К приводит к формированию относительно тонких азотированных слоев толщиной до 15-17 мкм, содержащих нитриды -(Fe, Cr)2-3N, -(Fе, Сr)4N и -(Fe, Сr)8N, а также азотистый мартенсит, который располагается в нижних слоях модифицированной поверхности - в зоне внутреннего азотирования. Микротвердость облученного поверхностного слоя резко увеличивается и составляет от 12000 до 18000 МПа. На рис. 6, а приведена схема строения диффузионной зоны, сформированной в результате низкотемпературной имплантации ионов азота. Рис. 6. Строение диффузионной зоны высокохромистых сталей, прошедших ионную имплантацию азотом при различных температурах: а - имплантация N+ при 620-670 К; б - то же при 770 К Имплантация хромистых сталей при 770 К приводит к увеличению глубины азотирования до 30-40 мкм (рис. 5) и выделению в слое большого количества частиц CrN, характеризующихся высокой термодинамической стабильностью (термической стойкостью, твердостью) [46]. В модифицированном ионами азота слое стали, подвергнутой ультразвуковой обработке [47], процессы диффузии примеси при имплантации проходят более интенсивно. Снижается содержание высокоазотистой -(Fe,Cr)3N-фазы и регистрируется образование большого количества низкоазотистой фазы -(Fе,Сr)4N. Кроме этого, в слое обнаруживается выделение частиц нитрида СrN, что указывает на снижение коэффициента диффузии хрома в подвергнутой УФО стали 40Х13. В [39] показано, что выделение частиц нитрида хрома по механизму зарождения и роста частиц в процессе ионно-лучевой обработки интенсивными пучками азота поверхностных слоев закаленных высокохромистых сталей типа 40Х13 сопровождается образованием вокруг частиц полей упругих межфазовых деформаций, характеризующихся положительной величиной фактора объемного несоответствия. Присутствие полей межфазовых деформаций приводит к повышенным значениям твердости модифицированного азотом слоя в предварительно закаленной стали по сравнению с предварительно отпущенной сталью 40Х13. Схема строения диффузионной зоны высокохромистых сталей мартенситного класса приведена на рис. 7 [47, 48]. Ионное азотирование высокохромистых сталей приводит к существенному снижению интенсивности изнашивания их поверхност- ных слоев (см. рис. 4) и увеличению коэффициента сухого трения [39]. При этом, в отличие от низколегированных сталей, наиболее высокие триботехнические свойства в высокохромистых сталях демонстрируют слои, модифицированные азотом при 770 К и содержащие включения частиц CrN. Рис. 7. Строение диффузионной зоны хромсодержащих сталей мартенситного класса Высокопрочные штамповые стали типа Х12МФ, применяющиеся для изготовления прессовых пуансонов и матриц, а также штампов листовой штамповки и вырубных штампов, содержат большое количество хрома, что делает перспективным их упрочнение с помощью методов ионно-лучевого азотирования. Обработка ионами азота высокохромистых штамповых сталей при 620-770 К обеспечивает образование азотированных слоев глубиной до 25 мкм и с микротвердостью до 10000-15000 МПа. При низкотемпературной обработке сталей формируются нитридные фазы -Fe2-3N и -Fe8N. При этом регистрируется растворение карбидных фаз. В результате обработки сталей при 720-770 К образуются модифицированные слои глубиной 25 мкм и с микротвердостью H = 10000-11000 МПа. Основными фазами, присутствующими в азотированном слое, как и в случае обработки высокохромистых нержавеющих сталей типа 40Х13, являются высокопрочный, термостабильный нитрид хрома СrN и -Fe [36]. Коррозионно-стойкие стали аустенитного класса Нержавеющие стали с 18 % Cr и 10 % Ni получили весьма широкое распространение в машиностроении, химической и пищевой промышленности при изготовлении изделий, функционирующих в условиях агрессивных сред и повышенной влажности. Вместе с тем низкий уровень прочностных и триботехнических характеристик указанных сталей существенно ограничивает область их применения. В связи с этим задача повышения трибомеханических характеристик коррозионно-стойких аустенитных сталей весьма актуальна, что объясняет многочисленные попытки их упрочнения с помощью разнообразных методов поверхностного легирования. Ионное азотирование нержавеющей стали при 620-770 К приводит к образованию модифицированных слоев толщиной от 5 до 15-17 мкм. Микротвердость слоя возрастает до 10000-14000 МПа. Интересной особенностью имплантированных азотом аустенитных сталей является образование в их поверхностных слоях ферромагнитных структур. В частности, по данным [49] низкоэнергетическая имплантация коррозионно-стойкой аустенитной стали AISI 304 в диапазоне температур 500-620 К приводит к формированию на поверхности гексагональной -фазы (Fe, Cr, Ni)2+xN в парамагнитном (х = 0) и ферромагнитном (х  0) состояниях. Ионная имплантация азота при 770 К результируется в образовании смеси -(Fe, Ni) фазы и частиц кубического нитрида хрома CrN [50]. Подробное изучение механизма образования -Fe и его влияние на физико-механические свойства имплантированной азотом аустенитной стали 12Х18Н10Т проведено в [50]. В работе показано, что обработка стали ионами азота при температурах  700 К приводит к образованию в слое наряду с нитридной N-фазой наноразмерных частиц CrN и ферромагнитного -Fe (рис. 8, а). Сильное уширение дифракционных линий от частиц CrN и -Fe свидетельствует об их малом размере Dэфф  10 нм. На основании полученных данных в [50, 51] cделано заключение, что образование частиц -фазы вызвано фазовым -превращением, протекающим по механизму прерывистого распада (рис. 8, б) в обедненных хромом участках модифицированного слоя. Таким образом, ионно-лучевое азотирование аустенитных нержавеющих сталей типа Х18Н10Т сопровождается выделением в модифицированных слоях наноразмерных частиц нитрида хрома и ферромагнитной -фазы, приводящих к существенному упрочнению слоя и придающих ему ферромагнитные свойства. Изменением размера ферромагнитных частиц можно обеспечить формирование модифицированного слоя с регулируемыми магнитными характеристиками. Подобные закономерности формирования структуры характерны для аустенитных сталей, легиро- Рис. 8. Фрагмент рентгеновской дифрактограммы (CoK), полученной от имплантированной азотом при 770 К поверхности стали 12Х18Н10Т (а) и микроструктура стали (б) [50] Рис. 9. Строение диффузионной зоны аустенитных хромсодержащих сталей Рис. 10. Зависимость линейного износа от пути трения стали 08Х18Н10Т, обработанной по различным режимам (р = 1 МПа, трение без смазки): 1 - исходное состояние; 2 - имплантация N+ при 620 К; 3 - то же при 670 К; 4 - то же при 720 К; 5 - то же при 770 К [45] ванных молибденом (сталь 10Х17Н13М2Т) [39] и марганцем (сталь 55Х20Г9АН4) [52]. Для среднеуглеродистой аустенитной стали 55Х20Г9АН4, обработанной ионами азота при 820-870 К, обнаружено возрастание количества -фазы до 30-50 об. %, сопровождающееся снижением коэрцитивной силы модифицированного азотом слоя [51]. Указанный факт объясняется увеличением содержания в модифицированном слое парамагнитной -фазы за счет радиационно-стимулиро¬ванной диффузии атомов хрома из подповерхностных слоев, протекающей в процессе длительной изотермической выдержки при высокотемпературной ионно-лучевой обработке. На рис. 9 представлена схема строения диффузионной зоны аустенитных сталей. Зависимости линейного износа при трении без смазки типичной нержавеющей аустенитной стали 08Х18Н10Т, подвергнутой имплантации ионами азота по различным режимам, представлены на рис. 10. В исходном состоянии износостойкость стали 08Х18Н10Т невысока и интенсивность изнашивания составляет порядка 110-6. Фрикционное взаимодействие сталей приводит к адгезионному схватыванию и задиру с образованием на поверхности характерной бороздчатой структуры. Ионно-лучевая обработка сталей, приводящая к формированию модифицированных градиентных слоев толщиной 3-6 мкм, не обеспечивает существенного возрастания износостойкости материалов в условиях адгезионного взаимодействия при трении без смазки. Причиной является несоответствие деформаций модифицированного твердого слоя (упругая деформация) и подложки (пластическая деформация), которая вызывает образование дефектов в подложке, а также растягивающих напряжений в модифицированном слое, приводящих к зарождению в модифицированном слое и на границе слоев микротрещин, распространяющихся в модифицированный слой и глубокие подповерхностные слои (рис. 11). Развитие трещин приводит к формированию частиц износа. При переходе к более высоким температурам ионной обработки сталей, приводящих к существенному увеличению толщины модифицированных слоев, износостойкость слоя весьма существенно возрастает. Интенсивность изнашивания модифицированных при 720 и 770 К слоев соответственно в 50 и 500 раз ниже, чем у необработанной стали, и составляет Ih = 210-8 и 0.210-8. Инструментальные теплостойкие стали Рис. 11. Схема развития микротрещин при трении материалов с модифицированными твердыми слоями [36, 39] Отличительной особенностью теплостойких быстрорежущих сталей и мартенситно-старе¬ющих сплавов является протекание в них процессов выделения упрочняющих интерметаллидных частиц при отпуске (старении) сталей. В связи с этим в процессе ионного азотирования наряду с модифицированием поверхностного слоя не происходит разуп¬рочнения подповерхностных слоев сталей, что способствует существенному возрастанию их эксплуатационных свойств. Ионно-лучевая обработка быстрорежущей стали Р6М5 при 620-770 К приводит к увеличению микротвердости поверхности от 10500 до 12000 МПа. Глубина модифицированного азотом слоя достигает 40 мкм после обработки при 770 К. К основным фазам в имплантированном слое стали относятся мартенсит, аустенит, -фаза, VC, -фаза и VN. Наряду с этим в слое обнаруживается присутствие частиц нитридной фазы -Fe4N. На рентгеновской дифракционной картине от азотированной при 750 К стали Р6М5 регистрируются диффузные максимумы, характерные для аморфной фазы [53, 54]. В работах [39, 53, 54] сделано заключение, что утрата дальнего порядка в расположении атомов при низкоэнергетической имплантации стали Р6М5 происходит по механизму твердофазной аморфизации [55, 56]. Для протекания реакции твердофазной аморфизации требуется сочетание нескольких факторов, включая высокую концентрацию и диффузионную подвижность междоузельной примеси (азота), низкую диффузионную подвижность матричных атомов и высокую плотность дефектов кристаллической решетки. Благоприятное сочетание перечисленных факторов наблюдается в легированной атомами W, Mo и Со закаленной быстрорежущей стали Р6М5, что и обеспечивает формирование в ней аморфной структурной составляющей. Помимо твердофазной аморфизации, характерной для облученной ионами азота быстрорежущей стали, на поверхности быстрорежущих и коррозионно-стойких сталей также образуется аморфный слой толщиной  0.1 мкм, формирующийся из приповерхностного плазменного облака, образованного ионами азота и распыленными атомами облучаемой стали (Fe, W, Mo, Cr и др.). Перспективными материалами для инструмента, работающего в условиях высоких контактных давлений и температур, являются сплавы системы Fe-Co-W, относящиеся к инструментальным мартенситно-стареющим сплавам повышенной теплостойкости. Обработка сплавов Fe-Co-W ионами азота позволяет расширить область применения данных материалов с целью их использования для инструмента и в узлах трения, которые работают в экстремальных условиях высоких контактных давлений и температур. Характерным представителем материалов данной группы является сплав 25В20К20Х4Ф2М. Ионно-лучевая обработка стали при 670-920 К приводит к образованию модифицированных ионами азота слоев толщиной от 10 до 50 мкм. После обработки микротвердость поверхностного слоя стали возрастает до Н0.49 = 12300 МПа [57]. В имплантированном ионами азота слое регистрируется образование азотистого мартенсита и нитридных фаз -(Fe, Co)8N и Co2N. Твердость неимплантированных подповерхностных слоев стали при этом также увеличивается до HV = 9800 МПа за счет распада пересыщенного твердого раствора матричной -фазы, сопровождающегося выделением до 20 об. % наноразмерных частиц (10-15 нм) интерметаллической -фазы (Fe7W3) [57]. На рис. 12 представлена предложенная в [47, 58] схема строения диффузионной зоны обработанных ионами азота быстрорежущих сталей. Рис. 12. Схема строения диффузионной зоны обработанных ионами азота быстрорежущих сталей Интерметаллические сплавы Интерметаллические соединения вследствие присущих им уникальных физико-механи¬ческих характеристик относятся к конструкционным материалам нового поколения. При разработке современных энергонасыщенных машин все шире используются интерметаллические сплавы, обладающие повышенными характеристиками удельной прочности, а также высокой жаро- и коррозионной стойкостью. В частности, все большее внимание привлекают интерметаллиды системы Fe-Al. Одним из наиболее экономичных и важных по своей практической значимости материалов системы Fe-Al является интерметаллическое соединение Fe3Al [59]. Вместе с тем в исходном состоянии сплав Fe3Al, имеющий хорошую коррозионную стойкость и жаростойкость, не обладает требуемыми триботехническими характеристиками. В связи с этим обработка ионами азота является перспективным способом повышения физико-механических характеристик его поверхностных слоев [60]. В результате обработки сплава Fe3Al интенсивными потоками ионов азота при температурах 670-870 К микротвердость поверхностного слоя увеличивается до 7000-13000 МПа (рис. 13). В модифицированном при 720-770 К азотом слое регистрируется выделение дисперсных нитридных частиц AlN c кубической (Fm3m) решеткой, изоморфной решетке исходной интерметаллидной фазы Fe3Al [60]. Результаты триботехнических испытаний образцов сплава Fe3Al, проведенных в условиях трения без смазки с использованием контртела из закаленной стали У8 (давление испытаний р = 1.5 МПа), представлены на рис. 14. Ионно-лучевая обработка сплава F3Al при температурах 720 и 770 К приводит к весьма существенному снижению его весового износа, и интенсивность изнашивания сплава уменьшается до Iq = 1.310-3, 1.210-3 мг/м соответственно. Значения коэффициента трения сплава, обработанного при 720-770 К, находятся на уровне f = 0.8-0.9. Увеличение температуры ионно-лучевой обработки до 820-870 К приводит к относительному снижению износостойкости модифицированного азотом слоя, что связано с формированием при этих температурах в азотированном слое частиц гексагонального нитрида AlN (типа ZnS-вюрцит) [60]. Рис. 13. Микротвердость сплава Fe3Al, обработанного ионами азота Рис. 14. Зависимость интенсивности изнашивания Iq сплава Fe3Al в функции температуры ионно-лучевой обработки Твердые сплавы Перспективным направлением инженерии поверхностей с применением концентрированных потоков заряженных частиц является повышение износостойкости твердых сплавов. При ионной имплантации азота в матрице связующего (кобальта) могут происходить превращения мартенситного типа, переход связующего из кубической в гексагональную модификацию с изменением прочностных характеристик, образование аморф¬ных областей на границе кобальт - карбид и обогащение кобальтом пограничных областей карбидной фазы. Мартенситное превращение вызывает поверхностное упрочнение, перемешивание атомов на границе карбидных включений и улучшение их адгезии с матрицей. На рис. 15 приведены зависимости массового износа исследуемых образцов от пути трения без смазочного материала. Видно, что ионно-лучевое азотирование при 670-770 К приводит к уменьшению массового износа в 1.5-3 раза. Рис. 15. Зависимость потери массы пластин твердого сплава ВК6, обработанных ионами азота при различных температурах, от пути трения: кр. 1 - исходное состояние; кр. 2 - обработка при 670 К, кр. 3 - при 770 К, кр. 4 - при 870 К Новые возможности повышения триботехнических свойств твердосплавного инструмента, в частности металлокерамических сплавов, открываются с развитием концепции формирования мультимодальной структуры поверхностного слоя, обеспечивающего вовлечение в процесс деформации материалов максимально возможного числа структурных уровней [61-63]. Создание в поверхностном слое дополнительных структурных уровней возможно в результате комплексной обработки, включающей высокоскоростной нагрев, импульсную электронно-лучевую обработку в азотсодержащей плазме. В результате формирования мультимодальной структуры износостойкость сплавов возрастает до 20 раз. 2. Cтруктура и износостойкость боридных покрытий Химико-термическая обработка поверхности металлических материалов, применяемая для повышения износостойкости изделий, включает в себя такие технологии, как науглероживание, азотирование и борирование [64]. Среди этих технологий, которые используются для снижения адгезионного износа и применяются для упрочнения поверхностей высоконагруженных трибосопряжений, наибольшие преимущества имеет борирование [65]. Боридные слои обладают более высокой твердостью, износо- и коррозионной стойкостью, устойчивы к высоким температурам [66-68] и имеют преимущества по сравнению с первыми двумя процессами, так как характеризуются более высокой стойкостью к абразивному и адгезионному износу [68, 69]. Сочетание таких свойств боридных слоев делает процесс борирования перспективным для упрочнения деталей высоконагруженных и ответственных узлов трения [70-72]. Однако применение борирования сдерживается повышенной хрупкостью твердого слоя, что создает проблемы при применении этих покрытий на инструменте и оснастке, которые работают в условиях ударных нагрузок. Тем не менее возможность осуществлять борирование различными методами позволяет управлять строением и свойствами боридных слоев, подбирая параметры процесса борирования для конкретных деталей. В основу классификации разработанных и применяемых в настоящее время процессов борирования можно положить агрегатное состояние насыщающей среды при химико-термической обработке. Наиболее перспективным для промышленного использования является борирование в порошковых средах в герметичных контейнерах. В качестве насыщающих сред при этом способе можно использовать порошки аморфного и кристаллического бора, карбида бора, ферробора и т.д. [73-75]. Особенности формирования диффузионных слоев при борировании сталей Диффузионное борирование является одним из распространенных методов химико-термичес¬кой обработки железа и сталей. Получающиеся в результате насыщения бором покрытия, состоящие, как правило, из двух фаз FeB и Fe2B, имеют характерное игольчатое строение (рис. 16, а). Структура, формирующаяся при борировании углеродистых сталей, существенно зависит от содержания углерода, находящегося в насыщаемом металле. По мере увеличения содержания углерода в стали скорость роста игл уменьшается и происходит сглаживание фронта боридного слоя (рис. 16, б). Кроме того, структура и толщина боридных слоев зависит от состава насыщающей смеси и температуры процесса - чем выше температура, тем более толстые боридные слои образуются. Рис. 16. Поперечное сечение борированных образцов: а - малоуглеродистой стали AISI 1018 [74]; б - углеродистой быстрорежущей стали AISI M2 [12] Считается, что бориды FeB и Fe2B, которые образуются при диффузионном насыщении стали бором, недостаточно пластичны. При высоких контактных нагрузках, например при определении микротвердости по методу Vickers, вблизи отпечатка образуются трещины, что свидетельствует о низкой вязкости разрушения [76]. Опыт применения борирования для упрочнения высоконагруженных узлов трения показал, что боридные слои могут быть стойкими не т

Ключевые слова

разрушение, деформирование, трение, изнашивание, износостойкие покрытия, ионно-лучевое легирование, химико-термическая обработка, микроструктура, destruction, deformation. friction, wearing, wear-resistant coatings, ion-beam doping, termochemical treatment, microstructure

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Колубаев Александр ВикторовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., профессор, зав. лабораториейkav@ispms.ru
Белый Алексей ВладимировичФизико-технический институт НАН Беларусид.ф.-м.н., чл.-корр. НАН Беларусиvmo@tut.by
Буяновский Илья АлександровичИнститут машиноведения им. А.А. Благонравовад.т.н., зав. лабораториейbuyan37@mail.ru
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., врио директораeak@ispms.tsc.ru
Кукареко Владимир АркадьевичОбъединенный институт машиностроения НАН Беларусид.ф.-м.н., профессор, начальник Центра структурных исследований и трибомеханических испытаний материалов и изделий машиностроенияv_kukareko@mail.ru
Сизова Ольга ВладимировнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., профессор, гл. науч. сотр.ovs@ispms.ru
Хрущов Михаил МихайловичИнститут машиноведения им. А.А. Благонравовак.ф.-м.н., зав. лабораториейmichel_x@mail.ru
Всего: 7

Ссылки

Марченко Е.А. О природе разрушения металлов при трении. - М., 1979. - 358 с.
Coatings Technology Handbook. - Third Edition / ed. Arthur Tracton A. - Boca Raton; London; New York; Singapore: Taylor & Francis Group, 2006. - 828 p.
Bayer R.G. Mechanical Wear. Fundamentals and Testing. - Second Edition, Revised and Expanded. - N.Y.: Marcel Dekker, Inc., 2004. - 395 p.
Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. - М., 1983. - 280 с.
Белый А.В., Карпенко Г.Д., Мышкин Н.К. Структура и методы формирования износостойких поверхностных слоев. - М., 1991. - 158 с.
Surface Modification and Mechanisms: Friction, Stress, and Reaction Engineering / eds. G.E. Totten and H. Liang. - CRC Press: Taylor & Francis Group, 2004. - 800 p.
Fildes J.M., Meyers S.J., Mulligan C.P., and Kilaparti R. // Wear. - 2013. - V. 302. - Iss. 1-2. - P. 1040-1049.
Wu L., Guo X., and Zhang J. // Lubricants. - 2014. - Iss. 2. - P. 66-89.
Holmberg K. and Matthews A. // Modern Tribology Handbook / ed. B. Bhushan. - N.Y.: CRC Press, 2001. - P. 827-870.
Erdemir A. and Donnet C. // Materials, Mechanisms and Practice / ed. G.W. Stachowiak. Tribology in Practice Series. - Chichester, UK: John Wiley & Sons, 2005. - P. 191-222.
Chen Z. and Etsion I. // Tribol. Int. - 2019. - V. 134. - P. 435-442.
Gutierrez-Noda L., Cuao-Moreu C.A., Perez-Acosta O., et al. // Wear. - 2019. - Iss. 426- 427. - P. 1667-1671.
Kostetskii B.I. // Strength Mater. - 1981. - V. 13. - Iss. 3. - P. 359-368
Alajmi M. and Shalwan A. // Materials. - 2015. - V. 8. - P. 4162-4175.
Miyoshi K. // Surf. Coat. Technol. - 1990. - V. 43-44. - Part 2. - P. 799-812.
Xu X., Su F., and Li Z. // Wear. - 2019. - V. 430-431. - P. 67-75.
Lorenzo-Martin C., Ajayi O.O., Hartman K., et al. // Wear. - 2019. - V. 426-427. - Part A. - P. 219-227.
Ge F., Zhou X., Meng F., et al. // Tribol. Int. - 2016. - V. 99. - P. 140-150.
Totolin V., Ripoll M.R., Jech M., and Podgornik B. // Tribol. Int. - 2016. - V. 94. - P. 269- 278.
Zhu S., Cheng J., Qiao Z., and Yang J. // Tribol. Int. - 2015. - V. 81. - P. 97-104.
Roberts W.H. // Tribol. Trans. - 1965. - V. 8. - Iss. 2. - P. 109-122.
Haseeb A.S.M.A., Albers U., and Bade K. // Wear. - 2008. - V. 264. - Iss. 1-2. - P. 106-1124.
Petkov V., Tashev P., Gidikova N., et al. // J. Balkan Tribol. Associat. - 2015. - V. 21. - No. 1. - P. 134-140.
Белый А.В., Кукареко В.А., Рубцов В.Е., Колубаев А.В. // Физич. мезомех. - 2002. - Т. 5. - № 1. - С. 51-57.
Макаров А.В. Повышение износостойкости сплавов железа за счет создания метастабильных и нанокристаллических структур: автореф. дис. … д.т.н. - Челябинск, 2009. - 48 с.
Ригни Д.А. Трибология. Исследования и приложения: Опыт США и стран СНГ. - М., 1993. - С. 52-66.
Комаров Ф.Ф., Константинов С.В., Погребняк Ф.Д. // Доклады НАН Беларуси. - 2015. - T. 59. - С. 24-30.
Иванов Ю.Ф., Колубаева Ю.А., Овчаренко В.Е. // Известия Томского политехнического университета. - 2008. - T. 313. - № 3. - С. 93-96.
Белый А.В., Карпович А.Н., Ковальчук Е.В., Тявловский Е.В. // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-техн. навук. - 2017. - № 4. - С. 17-23.
Григорчик А.Н., Кукареко В.А., Белый А.В. и др. // Механика машин, механизмов и материалов. - 2016. - № 2. - С. 75-80.
Григорчик А.Н. // Механика машин, механизмов и материалов. - 2016. - № 1 (34). - С. 87-91.
Диденко А.Н., Шаркеев Ю.П., Козлов Э.В., Рябчиков А.И. Эффекты дальнодействия в ионно-имплантированных металлических материалах. - Томск, 2004. - 326 с.
Wei R. // Surf. Coat. Technol. - 1996. - V. 83. - P. 235-242.
Wilbur P.J. and Buchholtz B.W. // Surf. Coat. Technol. - 1996. - V. 79. - P. 1-8.
Reviere J.R. // Surf. Coat. Technol. - 2002. - V. 158-159. - P. 99-104.
Белый А.В., Кукареко В.А., Патеюк А. Инженерия поверхностей конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота. - Минск: Белорус. наука, 2007. - 244 с.
Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шпис Г.-И., Бемер З.Теория и технология азотирования. - М.: Металлургия, 1991. - 320 с.
Бокштейн Б.С. Диффузия в кристаллах. - М.: Металлургия, 1978. - 248 с.
Белый А.В., Калиниченко А.С., Девойно О.Г., Кукареко В.А. Инженерия поверхностей конструкционных материалов с использованием плазменных и пучковых технологий. - Минск: Беларуская навука, 2017. - 457 с.
Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. - М.: Металлургия, 1972. - 400 с.
Белый А.В., Кукареко В.А., Шаркеев Ю.П. и др. // Трение и износ. - 2002. - Т. 23. - № 3. - С. 268-279.
Ковалевская Ж.Г., Кукареко В.А. // Известия Томского политехнического университета. Математика и механика. Физика. - 2014. - Т. 324. - № 2. - C. 118-127.
Белый А.В., Кукареко В.А., Бояренко И.В. // Трение и износ. - 1999. - T. 20. - № 4. - C. 378- 387.
Kukareko V.A. and Byeli A.V. // Surf. Coat. Technol. - 2000. - V. 127. - No. 2-3. - P. 174-178.
Byeli A.V., Kukareko V.A., Lobodaeva O.V., et al. // Wear. - 1997. - V. 203-204. - P. 596- 607.
Самсонов Г.В. Нитриды. - Киев: Навукова думка, 1969. - 380 с.
Белый А.В. Ионно-лучевое азотирование металлов, сплавов и керамических материалов. - Минск: Беларуская навука, 2014. - 411 с.
Клименов В.А., Ковалевская Ж.Г., Кукареко В.А. и др. // ФММ. - 2006. - Т. 102. - № 6. - С. 621-629.
Williamson D.L., Ozturk O., Glick S., et al. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. B. - 1991. - V. 59-60. - P. 737-741.
Белый А.В., Кукареко В.А., Таран И.И. и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2006. - № 7. - С. 100-106.
Белый А.В., Кукареко В.А. // Вести НАН Беларуси. - 2007. - № 4. - С. 13-19.
Kukareko V.A., Byeli A.V., and Taran I.I. // Inorgan. Mater.: Appl. Res. - 2014. - V. 5. - No. 4. - P. 357-363.
Byeli A.V., Kukareko V.A., Lobodaeva O.V., and Shykh S.K. // Wear. - 1995. - V. 181- 183. - P. 632-637.
Byeli A.V., Kukareko V.A., Lobodaeva O.V., and Shykh S.K. // Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. B. - 1995. - V. 103. - P. 533-536.
Schwarz R.B. and Johnson W.L. // Phys. Lett. - 1983. - V. 51. - P. 415.
Pampus K., Samwer K., and Bottiger J. // Europhys. Lett. - 1987. - V. 3. - No. 5. - P. 581-585.
Белый А.В., Кукареко В.А., Чой К.-Й. // Материаловедение. - 2011. - № 12. - С. 11-15.
Белый А.В., Карпович А.Н., Ковальчук Е.В., Тявловский А.К. // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-техн. навук. - 2017. - № 4. - С. 17-23.
Интерметаллические соединения: сб. / под ред. И.И. Корнилова. - М.: Металлургия, 1970. - 480 с.
Белый А.В., Кукареко В.А., Патеюк А. // Трение и износ. - 2007. - № 6. - С. 575-581.
Psakhie S.G., Ovcharenko V.E., Baohai Y., et al. // J. Mater Sci. Technol. - 2013. - V. 29(11). - P. 1025-1034.
Ovcharenko V.E., Ivanov K.V., Mohovikov A.A., et al. // J. Surf. Invest. X-ray, Synchrotron and Neutron Techniques. - 2016. - V. 10. - No. 4. - Р. 712-717.
Psakhie S.G., Ovcharenko V.E., and Byeli A.V. // J. Mater. Sci. Technol. - 2013. - V. 29(11). - Р. 1036-1044.
Surface Hardening of Steels: Understanding the Basics / ed. J.R. Davis. - Materials Park, OH: ASM International, 2002. - 364 p.
Kulka M. Current Trends in Boriding. - Springer, 2019. - 282 p.
Christiansen T.L., Bottoli F., Dahl K.V., et al. // Mater. Perform. Character. - 2017. - V. 6. - Iss. 4. - P. 1-17.
Kaouka A and Alaoui O. // IOP Conf. Series: Mater. Sci. Eng. - 2019. - V. 477. - P. 012029.
Garcia-Bustos E., Figueroa-Guadarrama M.A., Rodríguez-Castro G.A., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2013. - V. 215. - P. 241-246.
Kováč I., Mikuš R., Žarnovský J., et al. // Kovove Mater. - 2014. - V. 52 - P. 387-394.
Панин В.Е., Колубаев А.В., Сизова О.В. и др. Способ упрочнения поверхности опоры скольжения бурового долота / Патент РФ № 2048649. - 1995.
Kolubaew A.V., Sizowa O.W., Tarasow S.Y., and Trusowa G.W. // Tribol. Schmierungstechnik. - 1995. - V. 42. Jahrgang 1. - P. 3-5.
Fichtl W. // Mater. Eng. - 1981. - V. 2. - P. 276-286.
Karakaş M.S., Günen A., Kanca E., and Yilmaz E. // Arch. Metall. Mater. - 2018. - V. 63. - Iss. 1. - P. 159-165.
Gunes I., Taktak S., Bindal C., et al. // Sadhana. - 2013. - V. 38. - Part 3. - P. 513-526.
Sutrisno S. and Soegijono B. // Aceh Int. J. Sci. Technol. - 2012. - V. 1. - Iss. 2. - P. 47-50.
Carrera-Espinoza R., Figueroa-López U., Martínez-Trinidad J., et al. // Wear. - 2016. - V. 362-363. - P. 1-7.
Martini C., Palombarini G., Poli G., and Prandstraller D. // Wear. - 2004. - V. 256. - P. 608-613.
Motallebzadeh A., Dilektasli E., Baydogan M., et al. // Wear. - 2015. - V. 328-329. - P. 110-114.
Гармаева И.А., Гурьев А.М., Иванова Т.Г. и др. // Письма о материалах. - 2016. - Т. 6. - № 4 (24). - С. 262-265.
Сизова О.В., Колубаев А.В. // Материалы, технологии, инструменты. - 2002. - Т. 7. - № 1. - С. 62-68.
Juijerm P. // Kovove Mater. - 2014. - V. 52. - P. 231-236.
Dybkov V.I. // J. Mineral Metal and Mater. Eng. - 2016. - V. 2. - P. 30-46.
Сизова О.В., Колубаев А.В., Ковешников В.И. и др. // Химическое и нефтяное машиностроение. - 1993. - № 4. - С. 25-27.
Hernández-Sánchez E., Domínguez-Galicia Y.M., Orozco-Álvarez C., et al. // Hindawi Publ. Corporat. Adv. Mater. Sci. Eng. - 2014. - V. 2014. - Article ID 249174 (9 p.).
Campos-Silva I., Bravo-Bárcenas D., Meneses-Amador A., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2013. - V. 237. - P. 402-414.
Azouani O., Keddam M., Brahimi A., and Sehisseh A. // J. Min. Metall. Sect. B. Metall. - 2015. - V. 51 (1) B. - P. 49-54.
Kaouka A., Allaoui O., Keddam M., and Taktak S. // Surface Effects and Contact Mechanics XI / eds. J.Th.M. de Hosson and C.A. Brebbia. - 2013. - V. 78, WITpress. - P. 183-191.
Cimenoglu H., Atar E., and Motallebzadeh A. // Wear. - 2014. - V. 309. - P. 152-158.
Li K., Huang Z., Jian Y., et al. // Tribol. Trans. - 2018. - V. 61. - No. 3. - P. 513-521.
Er U. and Par B. // Wear. - 2006. - V. 261. - Iss. 3-4. - P. 251-255.
Tabur M., Izciler M., Gul F., and Karacan I. // Wear. - 2009. - V. 266. - Iss. 11-12. - P. 1106- 1112.
Martini C., Palombarini G., and Carbucicchio M. // J. Mater Sci. - 2004. - V. 39. - P. 933-937.
Apkar'yan A.S., Sizova O.V., Zuev L.B., and Trusova G.V. // Glass and Ceramics. - 1995. - V. 51. - No. 11-12. - P. 389-392.
Krelling A.P., Teixeira F., Costa C.E., et al. // J. Mater. Res. Technol. - 2019. - V. 8. - Iss. 1. - P. 766-776.
Wang A.G. and Hutchıngs I.M. // Wear. - 1998. - V. 124. - P. 149-163.
Mu D. and Shen B. // Adva. Mater. Sci. Eng. - 2013. - V. 2013. - Article ID 751971 (7 p.).
Li K., Huang Z., Jian Y., et al. // Tribol. Trans. - 2018. - V. 61. - Iss. 3. - P. 513-521.
Колубаев А.В., Ковешников В.И., Сизова О.В., Трусова Г.В. // Изв. вузoв. Черная металлургия. - 1992. - № 2. - C. 46-48.
Rodríguez-Castro G., Campos-Silva I., Chávez-Gutiérrez E., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2013. - V. 215. - P. 291-299.
Krelling A.P., Costa C.E., Milan J.C.G., and Almeida E.A.S. // Tribol. Int. - 2017. - V. 111. - P. 234-242.
Sizowa O., Kolubaew A., and Trusowa G. // Metall. - 1997. - V. 51. Jahrgang. - No. 12. - P. 713- 716.
Витязь П.А., Панин В.Е., Белый А.В., Колубаев А.В. // Физич. мезомех. - 2002. - Т. 5. - № 1. - С. 15-28.
Popov V.L. and Kolubaev A.V. // Tech. Phys. Lett. - 1995. - V. 21. - P. 812-814
Torskaya E.V., Mezrin A.M., Mosyagina I.V., and Kornev Yu.V. // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. - No. 6. - P. 475-482.
Hu Z., Li H., Fu Q., et al. // New Carbon Mater. - 2007. - V. 22. - Iss. 2. - P. 131-134.
Krueger A. Carbon Materials and Nanotechnology. - Weinheim: Wiley-VCH Verlag GmbH, 2010. - 474 p.
Машиностроение: энциклопедия. - М.: Машиностроение, 2005. - Т. 11-4. -. С. 218-243.
Бакай А.С., Стрельницкий В.Е. Структурные и физические свойства углеродных конденсатов, полученных осаждением потоков быстрых частиц (обзор). - М.: ЦНИИатоминформ, 1984. - 87 с.
Семенов А.П. // Трение и износ. - 2009. - Т. 30. - № 1. - С. 83-102.
Методы и средства упрочнения поверхностей деталей машин концентрированными потоками энергии / под ред. А.П. Гусенкова. - М.: Наука, 1992. - 404 с.
Григорьев С.Н., Воронин Н.А. Технология вакуумно-плазменной обработки инструмента и деталей машин. - М.: МГТУ «СТАНКИН», 2006. - 507 с.
Хрущов М.М. Современные технологии модифицирования поверхностей деталей машин / под ред. Г.В. Москвитина. - М.: УРСС/ЛЕНАНД, 2013. - С. 78-113.
Klages C.P. and Memming R. // Mat. Sci. Forum. - 1990. - V. 52-53. - P. 609-644.
Sánchez-López J.C. and Fernández A. // Tribology of Diamond-Like Carbon Films: Fundamentals and Applications / eds. by C. Donnet and A. Erdemir. - N.Y.: Springer, 2008. - P. 311-338.
Jansson U. and Lewin E. // Thin Solid Films. - 2013. - V. 536. - P. 1-24.
Kalin M. and Vižintin J. // Thin Solid Films. - 2006. - V. 515. - P. 2734-2747.
Corbella C., Vives M., Pinyol A., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2004. - V. 177-178. - P. 409-414.
Ouyang J.-H., Sasaki S., Murakami T., et al. // Wear. - 2009. - V. 266. - P. 96-102.
Meng W.J. and Gillispie B.A. // J. Appl. Phys. - 1998. - V. 84. - P. 4314-4321.
Meng W.J., Tittsworth R.C., Jiang J.C., et al. // J. Appl. Phys. - 2000. - V. 88. - P. 2415-2422.
Cao D.M., Feng B., Meng W.J., et al. // Appl. Phys. Lett. - 2001. - V. 79. - P. 329-331.
Gassner G., Mayrhofer P.H., Mitterer C., and Kiefer J. // Surf. Coat. Technol. - 2005. - V. 200. - P. 1147-1150.
Gassner G., Patscheider J., Mayrhofer P.H., et al. // J. Vac. Sci. Technol. B. - 2006. - V. 24. - P. 1837-1843.
Hovsepian P.E., Kok Y.N., Ehiasarian A.P., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2005. - V. 200. - P. 1572-1579.
Zhou Z., Ross I.M., Ma L., et al. // Wear. - 2011. - V. 271. - P. 2150-2156.
Paul A., Lim J., Choi K., Lee C. // Mater. Sci. Eng. A. - 2002. - V. 332. - P. 123-128.
Хрущов М.М., Атаманов М.В., Марченко Е.А. и др. // Изв. РАН. Сер. физич. - 2014. - Т. 78. - № 10. - С. 1257-1265.
Khrushchov M.M., Marchenko E.A., Petrzhik M.I., et al. // J. Phys.: Conf. Ser. - 2018. - V. 1121. - P. 012017.
Хрущов М.М., Атаманов М.В., Шевченко Н.В. и др. // Проблемы машиностроения и надежности машин. - 2018. - № 2. - С. 44-52.
Хрущов М.М., Марченко Е.А., Левин И.С. и др. // ФММ. - 2019. - Т. 120. - № 2. - С. 219- 224.
Erdemir A. and Donnet C. // J. Phys. D: Appl. Phys. - 2006. - V. 39. - P. R311-R327.
Ronkainen H., Varjus S., and Holmberg K. // Wear. - 1998. - V. 222. - P. 120-128.
Kalin M. and Vižintin J. // Wear. - 2005. - V. 259. - P. 1270-1280.
Tribology of diamond-like films. Fundamentals and applications / eds. C. Donnet and A. Erdemir. - N.Y.: Springer, 2008. - 665 p.
Podgornik B., Hren D., Vižintin J., et al. // Wear. - 2006. - V. 261. - P. 32-40.
Podgornik B., Hogmark S., and Sondberg O. // Surf. Coat. Technol. - 2004. - V. 184. - P. 338-348.
Hatsuno K. and Hosomi Y. // Tribol. Online. - 2008. - V. 3. - No. 5. - P. 333-336.
De Barros-Bouchet M.I., Matta C., Le Mogne T., et al. // J. Phis.: Conf. Ser. - 2007. - V. 89. - P. 012003.
De Barros-Bouchet M.I. and Martin J.M. // Tribology of Diamond like Carbon Films: Fundamentals and Applications / eds. C. Donnet and A. Erdemir. - N.Y.: Springer, 2008. - P. 588-619.
Kano M., Yashuda Y., and Ye J. // Proc. WTC-2005: World Tribology Congress III. September 12-16, 2005, Washington, USA. - WTC2005-6387.
Martin J.M., De Barros-Bouchet M.I., Le Mogne T., and Kano M. // Proc. WTC2005: World Tribology Congress III. September 12-16, 2005, Washington, USA - WTC2005-63953.
Podgornik B., Vižintin J., Jacobson S., and Hogmark S. // Surf. Coat. Technol. - 2004. - V. 177-178. - P. 558-565.
Буяновский И.А., Игнатьева З.В., Левченко В.А., Матвеенко В.Н. // Трение и износ. - 2008. - Т. 29. - № 4. - С. 375-381.
Левченко В.А., Матвеенко В.Н., Буяновский И.А., Игнатьева З.В. // Проблемы машиностроения и надёжности машин. - 2004. - № 2. - С. 43-48.
Topolovec-Miklozsic K. // 3rd Vienna Intern. Conf. NANOTECHNOLOGY-VIENNANO’09, March 19-20, 2009, Vienna, Austria. - Vienna, 2009. - P. 41-45.
De Barros-Bouchet M.I., Martin J.M., Le Mogne T., and Vacher B. // Tribol. Int. - 2005. - V. 38. - P. 257-264.
Haque T., Morina A., Neville A., et al. // Wear. - 2009. - V. 266. - P. 147-157.
Miyaki S., Mitsuyoshi K., Kurosaka W., et al. // Tribol. Online. - 2008. - V. 3. - No. 5. - P. 310-315.
Kalin M., Vižantin J., Barrega J., et al. // Тribol. Lett. - 2004. - V. 17. - P. 679-688.
Буяновский И.А., Левченко В.А., Большаков А.Н., Самусенко В.Д. // Проблемы машиностроения и надёжности машин. - 2019. - № 1. - С. 86-91.
Буяновский И.А., Левченко В.А., Большаков А.Н. // Трение и износ. - 2018. - Т. 39. - № 5. - С. 471-476.
Zahid R., Masjuki H.Y., Varman M., et al. // Tribol. Lett. - 2015. - V. 58. - No 2. - P. 32.
 Структура и механизмы деформирования и разрушения твердых покрытий в условиях фрикционного взаимодействия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/52

Структура и механизмы деформирования и разрушения твердых покрытий в условиях фрикционного взаимодействия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/52