About the mechanism for reducing the adhesion wear of the copper friction pair in the inert atmosphere by the nitrogen i.pdf Введение Адгезионное схватывание деталей фрикционных узлов является актуальной проблемой современного машиностроения. Традиционными средствами борьбы с возникновением адгезионного взаимодействия между деталями трибосистемы служат применяемые смазочные материалы (жидкие, пластичные и твердые). Однако существует ряд изделий машино- и приборостроения, где использование смазок проблематично в силу специфических условий эксплуатации (например, низкая или высокая температура окружающей среды, космическое пространство) или особенностей функционального назначения изделий (в частности, слаботочные скользящие контакты с низким удельным сопротивлением). Повышения износостойкости таких деталей при практически неизменной электропроводности в контакте можно достичь с помощью поверхностной модификации ионными пучками с высокой энергией [1]. При изучении процессов трения ионно-имплантиро¬ванных цветных металлов с ГЦК-структурой, для которых обычно характерен адгезионный механизм изнашивания, установлено, что основными путями повышения износостойкости таких пар трения являются повышение твердости рабочих поверхностей [2], образование вторичных фаз и структурные изменения в поверхностных слоях [3-8]. Однако в подавляющем числе экспериментов триботехнические испытания проводятся в воздушной атмосфере, в результате чего поверхность трения обычно окисляется, а образованный оксидный трибослой может влиять на процесс изнашивания. Поэтому для корректного установления механизмов повышения стойкости металлов к адгезионному изнашиванию посредством ионной имплантации важно провести исследование процесса трения в инертной атмосфере. Исходя из вышесказанного, цель настоящей работы - изучение механизмов повышения износостойкости металлов методом имплантации ионов азота в условиях адгезионного изнашивания на примере трения медь по меди в атмосфере инертного газа - аргона. Материалы и методики исследования В качестве объекта исследования использовались параллелепипеды размером 5×5×15 мм, вырезанные из листовой меди марки М1 с химическим составом (табл. 1), определенным методом рентгенофлуоресцентного спектрального анализа на приборе S4 Pioneer («Bruker GmbX»). В пределах экспериментальной погрешности он соответствовал ГОСТ 859-2001. Рабочая поверхность (грань 15×5) образцов механически шлифовалась и полировалась до шероховатости Ra = 0.32 мкм с помощью стандартного металлографического набора шлифовальных бумаг и алмазных паст на приборе пробоподготовки LSA Remet. С помощью съемки в сканирующем электронном микроскопе LEO EVO-50XVP («Carl Zeiss GmbX») с рабочей поверхности образцов карты дифракции обратнорассеянных электронов (EBSD) определялся средний размер зерен исследуемой меди, который составил ~ 70 мкм. Таблица 1 Химический состав материала экспериментальных образцов Cu (не менее) Примеси, вес. % (не более) Fe Ni S As Pb Zn O Sb Bi Sn 99.9 0.005 0.002 0.004 0.002 0.005 0.004 0.05 0.002 0.001 0.002 После полировки образцы промывались в ультразвуковой ванне в этиловом спирте в течение 20 мин, после чего подвергались интенсивной сушке подогретым воздухом. Имплантация ионов азота осуществлялась в вакуумной камере универсальной установки UVN-02MI («Techimplant ltd.») с энергией ~ 20 кэВ с помощью источника газовых ионов MGI в диапазоне флюенсов (3-9)1017 ион/см2. Величина ускоряющего напряжения поддерживалась 20 кВ, ионный ток - 4.5 мА. Испытания на износ медных образцов проводились на специально изготовленном малогабаритном испытательном стенде по схеме колодка - диск в паре с медным контртелом в виде диска Ø 40 мм, изготовленного из листовой меди марки М1 того же состава и структуры, что указанны выше для экспериментальных образцов. Скорость относительного скольжения составляла 0.5 м/с, нагрузка - 0.4 Н. Для исключения влияния кислорода на процесс адгезионного изнашивания меди испытания проводились в атмосфере аргона чистотой 99.9999 %. При исследовании зависимости износостойкости от флюенса облучения поверхностного слоя образцов изнашивание проводилось в течение 60 мин. Это время испытания подобрано экспериментальным путем до появления величины массового износа, значительно превышающей экспериментальную погрешность. Массовый износ образцов определялся взвешиванием с помощью аналитических весов ВЛР-200. Износостойкость поверхностного слоя образцов определялась как отношение времени изнашивания Δt к величине убыли массы Δm. Каждая точка на экспериментальных зависимостях представляет среднее значение величин, полученных по результатам измерений 4-6 образцов. Микротвердость поверхностного слоя ионно-имплантированных образцов определялась на установке NanoTest 600 («Micro Materials ltd.») методом наноиндентирования с использованием трехгранной пирамиды Берковича при максимальной нагрузке 20 мН по методу Оливера и Фарра [9]. Рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализ проводился с помощью дифрактометра ДРОН-7 (НПП «Буревестник», Россия) в фильтрованном СоK-излучении, угол скользящего падения рентгеновского пучка составлял 2°. Микроструктура ионно-имплантированных слоев изучалась с применением методов просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на приборе JEM-2100 («Jeol ltd.»). Измерения скалярной плотности дислокаций проводились методом секущей [10, 11]. Концентрационные профили имплантированного азота по глубине поверхностного слоя медных образцов определялись с помощью масс-спектрометра вторичных ионов MS-7201M («Selmi ltd.»). Результаты эксперимента и их обсуждение Изменение величины износа, определяемого по убыли массы Δm исходного медного образца 1 и имплантированного ионами азота 2 при флюенсе 91017 ион/см2, в зависимости от времени изнашивания в паре с медным контртелом в инертной атмосфере аргона представлено на рис. 1. В пределах длительностей изнашивания до 10 ч зависимости можно экстраполировать прямыми, тангенс угла наклона которых определяет скорость износа образцов. Величина, обратная тангенсу угла наклона, Δt / Δm характеризует значение износостойкости образцов. Эти значения приведены в табл. 2. Видно, что высокодозная имплантация ионов азота с ростом флюенса облучения приводит на начальном этапе к относительно равномерному повышению износостойкости медных образцов вплоть до значений, превышающих исходное значение для неимплантированных образцов более чем в 4 раза. При увеличении флюенса > 91017 ион/см2 износостойкость имплантированных образцов меди начинает монотонно уменьшаться, но тем не менее при достижении величины флюенса ионов границы, исследованной в работе области 181017 ион/см2, все еще наблюдается более высокое значение износостойкости имплантированных образцов меди по сравнению со значениями, характерными для образцов, не подвергавшихся ионно-пучковой обработке. Рис. 1. Зависимости убыли массы Δm образцов меди от времени изнашивания t в паре с медным контртелом в атмосфере аргона: кр. 1 - в исходном состоянии; кр. 2 - после обработки поверхности ионами азота при флюенсе 91017 cм-2 Измерение микротвердости поверхностного слоя медных образцов при имплантации ионов азота имеет аналогичный характер в сравнении с зависимостью износостойкости от флюенса облучения. В пределах экспериментальной погрешности максимум на кривой также наблюдается в области значения флюенса ~ 91017 ион/cм2, при этом микротвердость ионно-модифицированного поверхностного слоя медного образца в этой точке примерно в 2.6 раза выше по сравнению с микротвердостью исходного образца. Таким образом, из сопоставления этих зависимостей можно полагать, что одной из причин повышения износостойкости имплантированных образцов меди при адгезионном износе в паре с медным контртелом может быть упрочнение поверхностного слоя медных образцов при высокодозной имплантации ионов азота с высокой энергией. Таблица 2 Изменение износостойкости и микротвердости поверхностного слоя медных образцов, работающих в паре трения с медным контртелом, с ростом флюенса облучения ионами азота Флюенс, 1017 см-2 0 3.0 6.0 9.0 18.0 Износостойкость, 106 с/г 1.1 ± 0.1 1.3 ± 0.1 3.1 ± 0.2 4.9 ± 0.3 3.3 ± 0.3 Микротвердость, ГПа 0.51 ± 0.06 0.68 ± 0.10 1.08 ± 0.15 1.42 ± 0.20 1.15 ± 0.16 Для установления возможных механизмов упрочнения поверхностного слоя и соответственно износостойкости меди после имплантации ионов азота были проведены исследования структурно-фазового состояния ионно-модифицированных образцов. На рис. 2 представлен участок рентгенограммы исходного и имплантированного ионами азота с флюенсом 91017 ион/cм2 образцов меди. Определение параметра кристаллической решетки , проведенное по этим рентгенограммам, показало, что имплантация ионов азота в поверхностный слой медного образца приводит к увеличению параметра кристаллической решетки меди (табл. 3), что говорит в пользу образования твердого раствора внедрения азота в меди. Микродеформация кристаллической решетки исходного образца примерно в 8 раз меньше микродеформации имплантированного образца. На основании этого можно полагать, что уровень внутренних микронапряжений II рода в поверхностном слое медных образцов после имплантации ионов азота при указанном выше режиме пропорционально повышается. Оценка величин микронапряжений II рода, исходя из значений модуля упругости, полученных при измерении микротвердости на нанотвердомере, и данных по микродеформации, приведенных в табл. 2, дает значения ~ 30 и ~ 260 МПа для исходных и имплантированных до величины флюенса 91017 ион/cм2 образцов соответственно. Таким образом, при имплантации ионов азота с флюенсом 91017 ион/cм2 значение внутренних микронапряжений II рода в поверхностном слое медных образцов повышается примерно в 9 раз по отношению к их величине в исходных образцах, достигая уровня, близкого к пределу прочности меди марки М1 ≈ 270 МПа. Это может также приводить к упрочнению поверхностного слоя имплантированных образцов и соответственно стать одной из причин повышения стойкости меди к адгезионному износу. Рис. 2. Дифрактограммы исходного (а) и имплантированного ионами азота с флюенсом 91017 ион/cм2 (б) образцов меди Таблица 3 Структурные характеристики (параметр кристаллической решетки а и микродеформация кристаллической решетки d/d) исходного и ионно-имплантированного образца меди Образец hkl d, нм 2Θ, град а, нм d/d Исходный (111) 0.20875 50.742 0.36158 0.0002 (200) 0.18087 59.278 (220) 0.12786 88.781 Обработанный ионами азота, f = 91017 ион/cм2 (111) 0.21072 50.234 0.36540 0.0016 (200) 0.18257 58.673 (220) 0.12857 88.169 Методом просвечивающей электронной микроскопии исследовался поверхностный слой медных образцов, имплантированных ионами азота с флюенсом 91017 ион/cм2. На рис. 3 представлены электронно-микроскопические изображения фольги, приготовленной из поперечного сечения образца с поверхностным ионно-модифицированным слоем. На темнопольном изображении (рис. 3, б) в рефлексах, указанных на микродифракционной картине, хорошо видны изображения зерен меди. Рефлексы медной фазы на микроэлектроннограмме - точечные. Распределение зерен по размерам в поверхностном слое резко неоднородное как по глубине, так и по поверхности образца. Встречаются локальные микрообласти, где сохраняется исходная зеренная структура, но можно наблюдать и сильно модифицированные ионной бомбардировкой микрозоны, в которых размер кристаллитов уменьшается вплоть до 20-50 нм. Как правило, у имплантированной поверхности наблюдается наиболее значительная фрагментация зеренной структуры, тогда как в глубь материала эти изменения значительно ослабевают, и на расстоянии от поверхности более 1 мкм наблюдается исходная зеренная структура. Средний размер зерен меди в поверхностном слое глубиной до 1 мкм, рассчитанный по темнопольным изображениям, составляет ~ 500 нм. Измельчение зерен от 70 мкм в исходном состоянии меди до 500 нм в ионно-имплантированном поверхностном слое при указанном выше режиме также может быть причиной повышения микротвердости и износостойкости исследованных образцов, согласно соотношению Холла - Петча [12]. Электронно-микроскопическое исследование показало также образование в поверхностном слое микровыделений фазы CuN3 размером менее 10 нм с тетрагональной решеткой и параметрами a = 0.8653 нм, c = 0.5594 нм (рис. 3, в). На микроэлектроннограмме (рис. 3, г) эта фаза проявляется в виде прерывистых кольцевых рефлексов низкой интенсивности. Обнаруженные в поверхностном слое нитридные микровыделения могут также являться причиной упрочнения металла по механизму дисперсионного твердения. Рис. 3. Светлопольное изображение (а), темнопольные изображения (б, в) и микродифракционная картина (г) зеренной структуры меди и микровключений CuN3 в поверхностном слое после имплантации ионов азота флюенсом 91017 ион/cм2 Характерные электронно-микроскопические изображения дислокационных субструктур в по¬верхностном слое исходных медных образцов, а также образцов после имплантации ионов азота с флюенсом 91017 ион/cм2 и изношенных в течение 10 мин имплантированных образцов представлены на рис. 4. В состоянии «поставки» (без подготовительной термообработки) (рис. 4, а) образец имеет сетчатую дислокационную субструктуру со скалярной плотностью дислокаций ρ = 1.71010 см-2. Столь высокая исходная плотность дислокаций в образцах в состоянии «поставки» объясняется тем, что образцы были изготовлены из промышленного листа меди, который в процессе проведения прокатки испытал значительную пластическую деформацию. В результате процесса имплантации в поверхностном слое образцов формируется ячеистая дислокационная субструктура (рис. 4, б), плотность дислокаций в стенках ячеек повышается до значения ρ = 3.31010 см-2. Изменение вида дислокационной субструктуры и увеличение плотности дислокаций связано с поглощением энергии ионного пучка и ее трансформацией в энергию дефектной подсистемы поверхностного слоя. Повышение плотности дислокаций должно приводить к упрочнению материала. Однако в нашем случае двухкратное ее увеличение может вносить только небольшой вклад в упрочнение медного образца, поскольку эффект пропорционален √ρ [13]. После изнашивания обработанного ионами азота образца в течение 10 мин в результате пластической деформации стенки дислокационных ячеек дополнительно уплотняются, так что плотность дислокаций в стенках возрастает до значения ρ = 3.91010 см-2 (рис. 4, в, г). Рис. 4. Электронно-микроскопические изображения дислокационных субструктур в поверх¬ностном слое медных образцов: а - в исходном состоянии (состояние «поставки»); б - после имплантации ионов азота с флюенсом 91017 ион/cм2; в, г - после изнашивания имплантированного медного образца в течение 600 с В проведенном нами ранее исследовании [14] микроструктуры поперечного среза медных образцов после имплантации ионов азота с помощью просвечивающей электронной микроскопии показано, что в поверхностном слое толщиной до 150-200 нм при высоком флюенсе облучения образуются наноразмерные поры, располагающиеся в объеме материала случайным образом. Образование наноразмерных пор наблюдается при флюенсах ионов, превышающих значение 31017 cм2. Зависимость среднего размера этих пор от значений флюенса ионов азота представлена на рис. 5. Видно, что размер образующихся в результате имплантации пор увеличивается с повышением флюенса облучения ионами азота. Мы полагаем, что благодаря этому явлению на кривых, представленных на рис. 1, наблюдаются максимумы износостойкости и микротвердости. При значениях флюенса, меньших 91017 ион/cм2, количество и размеры образующихся пор малы и они практически не влияют на механические свойства изнашиваемой меди. Эффект от уменьшения размера зерен поверхностного слоя, повышения плотности дислокаций и образования твердого раствора внедрения нивелирует влияние пор. Более того, очень мелкие поры могут даже упрочнять металл из-за различия упругих модулей матрицы и локальных областей материала около поры (модульный эффект) [15]. Однако с повышением флюенса ионов размер пор увеличивается, и поры начинают негативно влиять на микротвердость и износостойкость имплантированного металла, разрыхляя его поверхностный слой. Таким образом, имплантация ионов азота может эффективно понижать адгезионный износ медной пары трения только при оптимальном флюенсе ионов благодаря структурно-фазовым превращениям в ионно-модифициро¬ванном слое медных образцов. Рис. 5. Изменение среднего размера пор, образующихся в ионно-имплантированном поверхностном слое медного образца, с ростом флюенса облучения Выводы В ходе проделанной работы проведено исследование возможных механизмов снижения адгезионного износа в атмосфере аргона медной пары трения диск - колодка, в которой медный образец, играющий роль колодки, подвергался имплантации высокоэнергетическими ионами азота. В исследованных условиях изнашивания установлена линейная кинетика убыли массы исходных и имплантированных образцов в рабочем интервале длительностей триботехнических испытаний. Обнаружен нелинейный характер изменения износостойкости и микротвердости меди с ростом флюенса облучения образцов ионами азота с высокой энергией. В области значений флюенса около 91017 ион/cм2 наблюдается максимальное увеличение износостойкости более чем в 4 раза и микротвердости в 2.6 раза. Дальнейшее увеличение флюенса приводит к снижению и износостойкости, и микротвердости вследствие укрупнения пор, образующихся в поверхностном слое меди в результате имплантации ионов азота. Выявлено, что основными механизмами повышения износостойкости медной пары трения при адгезионнном износе может быть упрочнение поверхностного слоя, обусловленное измельчением зерен в поверхностном слое меди, образованием твердого раствора внедрения и тонкодисперсных частиц нитрида меди CuN3, повышением внутренних микронапряжений II рода и скалярной плотности дислокаций.

Скачать электронную версию публикации