А. М. Сулима
ВА.Шулов

ТТ гт

Ю. ДЯгодкин

'Л;

ПОВЕРХНОСТНЫЙ

слой

*г

ИЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ
СВОЙСТВА ДЕТАЛЕЙ

В МАШИН

,н.. Д ;•?<„ , I ' -' ; Ил/Ум.';; «У - .>	Л'' >/; У/.Мл;

УДК 621.81.004.12

Поверхностный слой и эксплуатационные свойства дета-
лей машин/А. М. Сулима, В. А. Шулов, Ю. Д. Ягодкин. —
М.: Машиностроение, 1988. —240 с. —18ВГ4 5-217-00060-0

Рассмотрены параметры» определяющие физико-химическое состояние по»
верхностного слоя деталей машин, методы и средства их измерения, приведены
зависимости параметров поверхностного слоя от методов и режимов обработки.
Для научных работников, будет полезна инженерно-техническим работни-
ка^ машиностроительных предприятий.

Библногр.: 124 иазв. Ил. 91. Табл. 8.

Рецензент д-р техн, наук А. Н. Овсеенко

2704070000—057

С 038 (01)—88 57—88

18ВИ 5-217-00060-0

© Издательство «Машиностроение», 1988
ПРЕДИСЛОВИЕ

На XXVII съезде КПСС была поставлена задача осуществить
реконструкцию народного хозяйства на основе научно-техниче-
ского прогресса. Эффективность реконструкции, темпы экономи-
ческого роста в решающей мере зависят от развития машино-
строения. Уже к концу двенадцатой пятилетки предстоит резко
повысить технико-экономический уровень и качество машин,
оборудования, приборов.

Для решения этой задачи в машиностроении проводится
большая работа —- совершенствуются конструкции деталей и узлов
машин, разрабатываются новые конструкционные материалы,
технологические процессы изготовления заготовок и их обра-
ботки; внедряются различные методы нанесения защитных по-
крытий и др.

Обеспечение заданного ресурса и его дальнейшее увеличение —
основная задача конструкторов, технологов, металловедов и
метрологов на производстве. Технологические методы являются
наиболее эффективными в решении этой проблемы. Они позволяют
повысить точность изготовления деталей и сборки узлов машин,
а также обеспечить оптимальное (для данных условий эксплуата-
ции) состояние поверхностного слоя.

Поверхностный слой детали в условиях эксплуатации под-
вергается наиболее сильному механическому, тепловому, магнит-
но-электрическому, световому и другим воздействиям. Потеря
деталью своего служебного назначения и ее разрушение в боль-
шинстве случаев начинается с поверхностного слоя, например,
возникновение и развитие усталостной трещины, коррозии, эро-
зии, износа и др.

Свойства поверхностного слоя —- быстро развивающаяся и
весьма перспективная область исследования физики и химии,
которая привлекает внимание ученых и инженеров различных
отраслей промышленности. Развитие этого направления опре-
деляет успехи в микроэлектронике, в машиностроении.

Большой вклад в изучение поверхностного слоя деталей и его
влияния на эксплуатационные свойства машин внесли советские
ученые В. А. Кривоухов, П. Е. Дьяченко, А. И. Исаев, С Т. Киш-
кин, С. И. Кишкина, А. А. Маталин, А, В. Подзей, М. И. Евстиг-
неев, Л. А. Хворостухин, В. К. Старков, А. Н. Овсеенко,,
И. В. Дунин-Барковский, С. В. Сервисен и многие другие.
Настоящая работа является дальнейшим развитием исследо-
ваний поверхностного слоя —- неровностей поверхности, струк-
туры, фазового и химического состава поверхностного слоя;
изменения физико-химического состояния поверхностного слоя
в условиях эксплуатации и его влияния на эксплуатационные
свойства; методов технологического обеспечения параметров
поверхностного слоя для заданных условий эксплуатации.

В книге приведены результаты исследований поверхностного
слоя деталей после различных методов и режимов обработки;
устойчивости параметров поверхностного слоя при нагреве; ком-
плексного и раздельного влияния их на сопротивление усталости
при высокочастотном нагружении и рабочих температурах.

Рассмотрены такие современные методы исследования физико-
химического состояния поверхностного слоя, как электронная
оже-спектроскопия, рентгеноспектральный микроанализ, элек-
тронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ и др. Описаны
физические основы данных методов, аппаратура и возможности
исследований.

Большое внимание уделено новым прогрессивным технологи-
ческим процессам. Приведены возможности лазерной и элек-
тронно-лучевой обработок поверхностного слоя, ионной имплан-
тации, нанесения покрытий вакуум-плазменным и электронно-
лучевым методами и др.
ГЛАВА

ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
И РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛОВ

1.1.	КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА МЕТАЛЛОВ

В простейшем приближении металл в твердом состоянии
состоит из ионов, расположенных упорядоченно в пространстве,
и электронов проводимости, движущихся между Нонами. Элек-
троны проводимости, образующиеся в результате обобществления
(коллективизации) внешних электронов атомов металла, форми-
руют идеальный электронный газ, подчиняющийся обычным газо-
вым законам. При отсутствии внешнего электрического' поля эти
электроны движутся хаотически. Однако при наложении электри-
ческого поля в металле возникает направленное движение элек-
тронов проводимости, т. е. появляется макроскопический
электрический ток.

Металлы в твердом состоящий имеют кристаллическую струк-
туру. Это означает, что ионы металлического кристалла образуют
дискретную периодическую пространственную систему. Геоме-
трическим образом кристаллической структуры является про-
странственная решетка, представляющая собой трехмерную пери-
одически повторяющуюся систему точек (узлов решетки),
совпадающих с центрами масс ионов, которая характеризуется
в определенной системе координат шестью величинами: тремя
некомпланарными осевыми трансляциями (периодами решетки)
а, Ъ, с и тремя осевыми углами а, р, у (рис. 1.1). В векторном
представлении решетку можно описать соответствующими транс-
ляционными векторами а, Ь и с. Наличие трансляций у решетки
означает, что при параллельном переносе вдоль любого трансля-
ционного вектора решетка полностью совмещается сама с собой.
Параллелепипед, сторонами которого являются осевые трансля-
ции, называется элементарной ячейкой решетки. Переносом эле-
ментарной ячейки вдоль осевых трансляций можно «выстроить»
всю пространственную решетку.

Все существующие решетки подразделяются на семь систем
(сингоний) в зависимости от соотношений между периодами
решетки и осевыми углами. Например, для кубической сингонии
а — Ь ~ с и а = р = у = 90°, для гексагональной а = 6 =$= с
и а = ₽ = 90°, у = 120°.

Координаты узлов решетки. Для полного описания решетки
данного вещества, кроме сингонии и периодов решетки, необхо-
Рис. 1.1. Пространственная решетка

димо указать расположе-
ние частиц в элементарной
ячейке. С этой целью вво-
дится система координат»
оси которой X, У и 2 сов-
падают соответственно
с векторами а, Ь и с. Тогда
любой узел решетки может
быть охарактеризован век-
тором

К.т т^а - тф -ь т^с.

Три числа ти /п, и да,
называют координатами
узла. При написании ко-

ординат узла их принято заключать в двойные квадратные
скобки Птхтат3Н. Знак минус ставится над числом (т3), а не

впереди него.

Кристаллографические индексы плоскостей и направлений.
Прямые и плоскости, проходящие через узлы решетки, называют
узловыми прямыми и плоскостями. В силу присущей решетке
трансляционной симметрии, в ней имеется семейство параллель-
ных кристаллографически идентичных плоскостей. Эти плоскости
будут иметь одинаковые индексы. Под индексами плоскости
понимают три простых целых числа Л, к и I, обратно пропорци-
ональных длине отрезков, отсекаемых данной плоскостью на
координатных осях. Причем длина отрезков выражается в долях

соответствующих периодов решетки, принятых за осевые единицы.
Для плоскостей, параллельных какой-нибудь координатной оси,
соответствующий индекс принимается равным 0 (отсекаемый
отрезок равен оо). Некоторые плоскости кубической решетки
показаны на рис. 1.2. Индексы плоскости заключают в круглые
скобки.

Каждое семейство параллельных и кристаллографически иден-
тичных плоскостей (Ш) характеризуется межплоскостным рассто-
янием (1Ш, равным расстоянию между ближайшими плоскостями
этого семейства.

Рис. 1.2. Элементарные ячейки ОЦК (в), ГЦК (Й) и ГП (в) решеток
1.1.' Решетки некоторых металлов

Решетка	Металлы
ОЦК	Ст, а-Ре, Мо, V, ЫЬ, V, Р-Т1
ГЦК	А1, у-Ре, ₽-Со, №, Си, Аб
ГП	Мб, 2п, а-Т1, Н(, а-Со

Для кубической сингонии

ш ~ Ул2 +	’

для гексагональной сингонии

1	4 А» +	+ Р , Р

3 +^-

(1Я)

(1.2)

Величина имеет большое значение в рентгеноструктурном
анализе.

При нахождении индексов направления необходимо учитывать,
что все параллельные между собой направления в решетке счи-
таются кристаллографически идентичными. Под индексами дан-
ного направления [ижН понимают три целых взаимно простых
числа, пропорциональных координатам любого узла, лежащего
на направлении, проходящем через начало координат парал-
лельно данному. На рис. 1.2 показан ряд направлений в куби-
ческой и гексагональной решетках и указаны их индексы.

Важнейшие типы решеток металлов. Наиболее распространены
среди металлов решетки гранецентрированная кубическая (ГЦК),
объемноцентрированная кубическая (ОЦК) и гексагональная плот-
ноупакованная (ГП). Элементарные ячейки этих решеток пока-
заны на рис. 1.2. ОЦК- и ГЦК-решетки, кроме атомов * в вершинах
куба, имеют атомы соответственно в его центре и центрах граней.
Атом внутри элементарной ячейки ГП-решетки имеет координаты
[[*Т 4”г] ]' Некоторые металлы, имеющие ОЦК-, ГЦК- и
ГП-решетки, указаны в табл. 1.1.

Многие металлы (например, Ее, Со, Т1) кристаллизуются
в различных решетках в зависимости от таких внешних условий,
как температура и давление (явление полиморфизма). Каждая
кристаллическая модификация металла обозначается определен-
ной греческой буквой, например, а-Ее, Р-Т1.

Интерметаллические соединения, а также соединения металлов
с неметаллами имеют более сложные решетки 159].

* Для частиц, расположенных в узлах решетки металла, в литературе
обычно употребляется термин атом. Следует помнить, что этот термин приме-
няется с известной долей условности, поскольку в узлах решетки находятся ионы.
В последнее время многочисленные исследования посвящены
изучению металлических материалов с аморфной структурой [64].
В отличие от кристаллических тел в твердых телах с аморфной
структурой упорядоченное расположение атомов наблюдается
лишь на небольших расстояниях (порядка межатомного). Аморф-
ные металлические материалы обычно получают очень быстрым
охлаждением (со скоростью 105—108 К/с) расплавов (закалкой из
жидкого состояния). В аморфных сплавах фиксируется атомная
структура, свойственная жидкости. Эти материалы не являются
стабильными, и нагрев до невысоких температур ведет к их кри-
сталлизации. Некоторые металлические сплавы с аморфной струк-
турой обладают уникальными механическими, физическими и
химическими свойствами, в частности, имеют очень высокие
пластичность и коррозионную стойкость.

1.2.	КРИТИЧЕСКОЕ НАПРЯЖЕНИЕ СДВИГА.

ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ СКОЛЬЖЕНИЕМ

Пластическое деформирование во многих кристаллах про-
текает путем скольжения, при котором одна часть кристалла
«скользит» как целая относительно другой его части. Плоская
поверхность, вдоль которой происходит скольжение, называется
плоскостью скольжения, а направление перемещения — направле-
нием скольжения.

В середине 20-х годов нашего века Френкель, основываясь
на представлении о пространственной решетке, предложил простой
метод оценки критического напряжения сдвига для кристаллов
(т. е. минимального напряжения, при котором должно наблю-
даться скольжение (сдвиг) одной части кристалла относительно
другой).

Рассмотрим решетку (рис. 1.3) и рассчитаем минимальное
напряжение, необходимое для того, чтобы сдвинуть верхнюю
(относительно плоскости скольжения АЖ) часть решетки, т. е.
одновременно сместить все атомы верхнего слоя по отношению
к атомам нижнего слоя. При смещении х атомов из положения
устойчивого равновесия х ~ 0 потенциальная энергия У решетки,
обусловленная межатомным взаимодействием, будет сначала
увеличиваться и достигнет максимального значения при х —
= г0/2 (г0 — межатомное расстояние). При этом атомы верхнего
слоя расположатся на одинаковом расстоянии от атомов нижнего
слоя и наступит состояние неустойчивого равновесия. Затем рост х
приведет к снижению величины У, и при х — г9 сща уменьшится
до исходного значения. Таким образом, функция У (х) является
периодической с периодом, равным г0.

Напряжение, необходимое для изменения У, очевидно, будет
являться также периодической функцией х с периодом г0, по-
скольку а ~ йУ/йх (см. рис. 1.3). При смещениях 0 < х < (го/2)
величина а положительна и напряжение совершает работу против
8
а.)

I । I

Рис. 1.3. Сдвиг одной части решетки по отно-
шению к другой под действием напряжения
а (а). Зависимость и и а от величины сдви-
га (б)

Рис. 1.4. Решетка с краевой дислокацией. Наи-
большее искажение решетки наблюдается
у края экстраплоскости

Л

сил межатомного взаимодействия, препятствующих сдвигу. При
(г0/2) < х < г0 эти силы способствуют приближению верхней
части решетки к положению устойчивого равновесия х — г0,
и поэтому о < 0. Если х = 0 или г0 (состояние устойчивого равно-
весия) и х — г0/2 (состояние неустойчивого равновесия), то а = 0.

В первом приближении зависимость ст (х) можно описать
синусоидальной функцией

Нэтх	. « .л,

О = Отах81П-—(1.3)
'в

Минимальное напряжение, при котором будет иметь место сдвиг,
сткр — стП|ах. Значение стп1ах можно найти, учитывая, что в области
малых смещений (в области упругой деформации) выражение (1.3)
должно совпадать с законом Гука для сдвига

о = Оу»,	(1.4)

где 0 — модуль сдвига; у* — деформация сдвига (у”1 — х/г9).
Тогда

0^0 = Отах ^" = 0^-	(1-5)

г0	г0

или

<Ьф = Отах =	•	(1-6)

Поскольку 6 имеет значение порядка (1010 ... 10п) Па, то сткр «
(10е ... 1010) Па.

Однако реальные значения критического напряжения сдвига
оказываются на несколько порядков ниже. Теоретическая оценка
Рис. 1.5. Скольжение краевой дислокации

сткр может быть улучшена, если принять более точный закон,
описывающий зависимость I] (х) и соответственно о (х). Мак-
кензи показал; что значение <ткр снижается при этом до 0/30.
Однако такое значение намного выше экспериментально наблюда-
емых величин.

Для объяснения этого противоречия Тейлор, Орован и Поляки
в 1934 г. независимо друг от друга предположили, что кристаллы
содержат особые дефекты, названные краевыми дислокациями,
и пластическая деформация есть результат скольжения этих
дислокаций. У решетки кристалла с краевой дислокацией в верх-
ней части имеется лишняя атомная полуплоскость (рис. 1.4),
которую называют экстр а плоскостью. Краевая дислокация яв-
ляется линейным дефектом и представляет собой область несовер-
шенства кристалла вблизи края экстраплоскости.

Рассмотрим схему скольжения краевой дислокации на одно
межатомное расстояние (рис. 1.5). Положение атомных узлов
в исходный момент обозначено светлыми кружками (рис. 1.5, а),
после перемещения дислокации — темными (рис. 1.5,6). При
скольжении дислокации целая атомная плоскость ВС разрывается
на две части. Ее нижняя часть объединяется с исходной экстра-
плоскостью и образует новую целую атомную плоскость, а верх-
няя — превращается в новую экстраплоскость СО. В отличие
от додислокационных моделей, предполагающих одновременное
смещение всех атомов верхней части кристалла, в данном случае
небольшие перемещения (меньше одного межатомного расстояния)
атомов лишь вблизи дислокаций приводят к ее перемещению
на одно межатомное расстояние. Пластическая деформация кри-
сталла сдвигом в результате скольжения дислокации справа
налево через весь кристалл показана на рис. 1.5, в. Сдвиг распро-
страняется постепенно. Происходит поочередное эстафетное пере-
мещение атомов вблизи дислокаций, в результате чего она сколь-
зит на большие расстояния. Если при одновременном сдвиге
верхней части кристалла по отношению к нижней необходимо
преодолеть силы связи между всеми граничными атомами по
обе стороны от плоскости скольжений, то при перемещении дислока-
ции разрываются связи только между граничными атомами одной
плоскости (плоскости ВС на рис. 1.5, б). Именно этим объясняется
низкое экспериментальное значение величины окр (в металлах
порядка

Таким образом, с середины ЗО-х годов стало развиваться учение
о дефектах строения реальных кристаллов, оказывающих значи-
тельное' влияние на прочность и пластичность металлов, а также
на многие другие свойства.

(.8. ДЕФЕКТЫ КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ

Дефекты кристаллического строения подразделяют по гео-
метрическим признакам на точечные, линейные и поверхностные.

Точечные дефекты ограничены в трех измерениях: их линейные
размеры порядка 1 межатомного расстояния. К. точечным де-
фектам относятся вакансии, межузельные атомы, примесные
атомы и их комплексы. Вакансии (незанятые узлы решетки)
и межузельные атомы (атомы, находящиеся вне узлов решетки)
всегда присутствуют в реальном кристалле. Их образование
и исчезновение есть результат флуктуаций атомов. Равновесная
концентрация вакансий увеличивается с повышением темпе-
ратуры по экспоненциальному закону:

= Пу/п = ехр (—5а/^) ехр (-—(1.7)
где пв — число вакансий; п — число узлов решетки; Е„ и —
соответственно энергия и энтропия образования одной вакансии;
к — постоянная Больцмана; Т — температура, К-

Значение Ее в металлах — около I эВ, а энтропийный мно-
житель ехр (-—5в/&) имеет значение около 1. Поэтому при комнат-
ной температуре концентрация вакансий составляет порядка 10~10,
а при 1100 °С 10"5. Равновесная концентрация межузельных
атомов- также описывается экспоненциальным выражением типа
(1.7). Однако значение энергии образования межузельных атомов
в несколько раз выше, поэтому их равновесная концентрация
намного ниже, чем у вакансий.

Избыток вакансий (межузельных атомов) можно создать рез-
ким охлаждением металла, сильной, деформацией, облучением
высокоэнергетическими частицами. Концентрацию вакансий,
образующихся при пластическом деформировании, можно оценить
из эмпирического выражения

св = т]8а»	(1.8)

где т| —- величина постоянная; в — степень пластической де-
формации. Значение ц меняется в интервале 10”5 ... 10~* в зависи-
мости от показателя степени п, который меняется от I до 2.

Вокруг вакансии или межузельного атома решетка искажена.
Точечный дефект можно рассматривать в первом приближении
Рис. 1.6. Решетка с винтовой ди-
слокацией

как центр сжатия (вакансия) или
расширения (межузельный атом).

Точечными дефектами являются
и примесные атомы, образующиеся
при легировании металла или при-
сутствующие в нем вследствие не-
достаточной химической чистоты.
Примесные атомы в зависимости от
соотношения атомных размеров при-
меси и основного металла могут зани-
мать позиции в узлах решетки и меж-
дуузельях. Межузельные позиции
обычно занимают только примес-

ные атомы водорода, углерода, бора, азота и др., имеющие
малые размеры по сравнению с атомами металла. Примесные
атомы, занимающие межузельные позиции, приводят к возникно-
вению локальных напряжений растяжения и соответственно к уве-
личению периодов решетки основного металла. Примесные
атомы, замещающие атомы растворителя в узлах решетки, ведут
к аналогичным эффектам, если примесный атом больше по раз-
мерам, чем атом .основного металла. В противном случае наличие
примесных атомов приведет к появлению локальных сжимающих
напряжений и соответственно к уменьшению периодов решетки.

Линейные дефекты имеют в одном из направлений размер, со-
измеримый с размером кристалла. К ним относятся дислокации
и длинные цепочки точечных дефектов (вакансий, межузельных
атомов).

Дислокации различают краевые и винтовые. Понятие о краевой
дислокации введено Тейлором, Орованом и Поляки в 1934 г.
Бюргерс в 1939 г. предложил модель винтовой дислокации.
Винтовая дислокация — это линейный дефект, который можно
рассматривать как несовершенство решетки, образующееся при
сдвиге ее части по плоскости АВСО (рис. 1.6). Причем видно, что
сдвиг вдоль прямой АО произошел ровно на одно межатомное
расстояние, а сдвиг вдоль прямой ВС отсутствует. Таким обра-
зом, в решетке образуется атомная плоскость, закрученная в виде
геликоида с осью ВС. Несовершенство решетки в области ли-
нии ВС и называют винтовой дислокацией.

Дислокации характеризуют вектором Бюргерса, являющимся
мерой искаженносги кристаллической решетки, обусловленной
присутствием в ней дислокации. В простейших случаях вектор
Бюргерса Ьо определяет величину и направление смещений атомов
в той части решетки, где сдвиг уже прошел (см. рис. 1.4 и 1.6).
В рамках модели, рассматривающей кристалл как упругое изо-
тропное твердое село, энергия винтовой дислокации (равная по
величине работе внешних сил для ее образования) определяется
следующим образом

Ео — щСЬ&Ц

а

(1-9)
где •— 0,5	1,0 (константа); Ьа — модуль вектора Бюргерса;

I —• длина дислокационной линии; это означает, что энергия
дислокации на единицу ее длины порядка 10~8 7.. 10"’° Дж/м
(6 ~ 10м ... 10“ Па; Ь9 ~ 10"10 м).

Энергия краевой дислокации также оказывается пропорци-
ональной величине Таким образом, вектор Бюргерса характе-
ризует и энергию дислокации.

Следует помнить, что энергия дислокации Ео всегда положи-
тельна, а значение Ев дает решающий вклад в изменение свобод-
ной энергии ДО кристалла при образовании дислокации. Поэтому
при образовании дислокации ДО > 0. Таким образом, дислокации
термодинамически нестабильны, и в кристаллах образуются пре-
жде всего дислокации с минимальной энергией. Так, например,
характерными дислокациями в ГЦК-решетке являются дислока-
ции с Ьа —	(НО), в ОЦК-решетке — с Ьо = ~ (111) и т. д.

Плоскость скольжения краевой дислокации однозначно опре-
делится вектором Бюргерса и линией дислокации. В отличие
от этого винтовая дислокация может скользить в любой кристал-
лографической плоскости, в которой лежит линия дислокации.
Кроме того, краевые дислокации могут перемещаться «переполза-
нием» в направлении, перпендикулярном к плоскости скольжения,
в результате укорочения или наращивания края экстрапло-
скости. Переползание связано с диффузионным перемещением
атомов от края экстр а плоскости или к нему.

Анализ экспериментальных данных свидетельствует о том, что
в процессе деформирования металла в нем образуется большое
число новых дислокаций, в результате перемещения которых
и наблюдается макродеформация материала.

Источниками дислокаций могут быть границы зерен, двойни-
ков, поверхность образца, а также- дислокации, закрепленные
в двух точках (источник Франка — Рида).

Взаимодействие дислокаций. Дислокации
взаимодействуют между собой, а также с другими дефектами
кристаллического строения. Вокруг дефекта решетка деформиро-
вана и имеется поле напряжений, которое взаимодействует с ди-
слокациями. В результате этого движение дислокаций в решетке
затрудняется. Например, если в двух параллельных плоскостях,
удаленных друг от друга на расстояние у, имеются две одинаковые
дислокации, то сила их взаимодействия (притяжения) / в зависи-
мости от положения дислокаций изменяется так, как показано
на рис. 1.7. При х < у дислокации притягиваются (/ > 0), а при
х >• у отталкиваются (/ < 0). Сила взаимодействия равна 0 при
х 0 (устойчивое равновесие) и х — у (неустойчивое равновесие).
Таким образом, для указанных дислокаций устойчивым является
положение, когда они расположены друг над другом.

Скорость движения дислокаций изменяется в широких пре-
делах в зависимости от приложенного напряжения, температуры
Рис. 1.7. Взаимодействие краевых дисло-
каций одного знака, расположенных в па-
раллельных плоскостях (а); сила взаимо-
действия между дислокациями (б)

и других факторов. При низких
напряжениях дислокации сколь-
зят очень медленно (со скоростью
порядка 10'"’ см и меньше). С ро-
стом приложенного напряжения
и температуры их скорость уве-
личивается, но она не может пре-

высить скорость распростране-

ния упругой деформации в кристалле, равную скорости звука.
Плотность дислокаций. Важной количественной

характеристикой дислокационной структуры является плотность

дислокаций рд, см-2, равная суммарной длине дислокационных
линий в единице объема материала:

ро = 1/У,

(1.10)

где 1 — суммарная длина, см, дислокационных линий в объеме V
материала, см:3.

Значение рв зависит от способа получения и обработки ме-
талла. Наиболее типичные значения ро для материалов следу-
ющие:

Состояние материала	рв, см*3

Монокристаллы особо чистых веществ, выращенные в тща-
тельно регулируемых условиях .............	1(Я ... 10®

Отожженные обычные монокристаллы .......... 10* ... 10®
Отожженные поликристаллические металлы. .......	10’... 10®

Металлы после холодного деформирования ,,,,,,,, 10й ... 1013

Поверхностные дефекты малы только в одном измерении. К ним
относятся границы зерен, субзерен (блоков), двойников, дефекты
упаковки.

Обычно металл является поликристаллическим телом, т. е.
состоит из множества отдельных кристаллов (зерен), решетки
которых отличаются пространственной ориентацией. Внутри зерен
имеются еще субзерна (блоки), разориентированные относительно
Друг друга на малые углы (обычно не более Г"’). Среди границ
зерен различают малоугловые границы (с углом разориентирова-
ния не более КГ) и высокоугловые. Границы субзерен мало-
угловые.

Простейшая схема малоугловой границы приведена на
рис. 1.8. Эта граница образована вертикальной стенкой одинако-
вых краевых дислокаций. Решетки соседних зерен упруго со-
прягаются во всех областях, кроме тех, где находятся дислокации,
м
Рис. 1.8. Схема малоугловой границы

Рис. 1.9. Двойник в решетке (стрелка»
ми указаны границы двойника)

Из рис. 1.8 следует, что при малых углах разориентации зерен аа
расстояние между дислокациями в границе

О^Ь0/аа,	(1.11)

где Ь —• вектор Бюргерса дислокаций.

Чем больше угол а3, тем меньше расстояние между дислока-
циями. При углах а3 й: 10° указанная модель границы непри-
менима, так как дислокации располагаются столь близко друг
к другу, что теряют свою индивидуальность.

Высокоугловые границы имеют более сложную структуру.
Существует много моделей этих границ, но, по существу, боль-
шинство из них использует общую идею чередования в границе
областей «хорошего» и «плохого» сопряжения решеток, предло-
женную в 1948 г. Моттом.

В «островковой» модели Мотта граница рассматривалась в виде
островков хорошего сопряжения решеток двух зерен, окруженных
областями плохого сопряжения. Простейшая модель малоугловых
зерен также включает идею о чередовании областей плохого
сопряжения решеток (вблизи дислокаций) и хорошего их сопря-
жения (между дислокациями). Считается, что толщина границ
зерен порядка межатомного расстояния.

Границы зерен обладают рядом особенностей по сравнению
с внутренними их областями. Границы зерен вследствие более
высокой энергии атомов легче вытравливаются при химическом
взаимодействии с реактивами. Коэффициент диффузии по грани-
цам зерен во много раз выше, чем по объему зерен. При высоких >
температурах границы зерен быстро переходят в вязкое состо-
яние, наблюдается межзеренное скольжение, по ним распростра-
няются трещины и т. д. Удельная энергия высокоугловых границ
порядка (1—10-1) Дж/м4.

В ряде случаев при кристаллизации или при пластическом
деформировании внутри зерен образуются двойники, решетка
которых ориентирована таким образом, что является зеркальным
отражением решетки основного зерна относительно плоскости
(границы) двойника (рис. 1.9).

Образование двойников — результат перемещения особых
(двойникукицих) дислокаций. Решетки соседних двойников иа их
границе хорошо сопряжены (когерентно связаны друг с другом).
Энергия когерентной двойниковой границы намного ниже (со-
ставляет всего несколько процентов), чем у обычных высоко-
угловых границ.

Решетку металла можно «выстроить», укладывая в определен-
ной последовательности друг на друга одинаковые по структуре
атомные слои, смещенные относительно друг друга. Например,
ГП-решетку можно получить, укладывая друг на друга в направ-
лении [0011 плотноупакованные атомные слои в последователь-
ности ДВ, Л В, АВ, где А и В — атомные слои, смещенные
относительно друг друга на вектор «/3 [ 1201 («—- осевая трансля-
ция). Нарушения (ошибки) в чередовании этих слоев называются
дефектами упаковки. Дефекты упаковки могут образовываться
в результате перемещения особых дислокаций. Энергия дефектов
упаковки на единицу площади поверхности для металлов
(10-« ... 10"») Дж/м9.

Более полные сведения о дефектах кристаллического строения
можно найти в работе [1141.

1.4. КРИВАЯ УПРОЧНЕНИЯ. МЕХАНИЗМЫ УПРОЧНЕНИЯ
МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

Механическое поведение металлов при деформировании харак-
теризуется диаграммой, описывающей изменение напряжения ст
от их деформации 8 (рис. 1.10). Соответствующие кривые назы-
ваются кривыми напряжение — деформация или кривыми упроч-
нения. Термин деформационное упрочнение (наклеп) указывает
на характерное для металлов явление, происходящее в результате
пластического деформирования.

Кривая упрочнения (см. рис. 1.10, кривая 1} свойственна
большинству конструкционных сталей, а также алюминиевым
и титановым сплавам. Кривая 2 с площадкой текучести харак-
терна для железа, мягких углеродистых сталей, бронз.

Начальный участок кривой упрочнения описывает линейную
и не зависящую от времени зависимость ст (е), характерную'для
упругой деформации. Максимальное напряжение, при котором
еще наблюдается только упругая деформация и соответственно
отсутствует остаточная деформация, называется пределом упру-
гости сту материала.

При увеличении напряжения до значений, превышающих ст?,
происходит пластическое деформирование металла, т. е. после
снятия напряжения в нем сохраняется остаточная деформация еост.
Для металлов, которым свойственна кривая упрочнения с пло-
щадкой текучести, за предел текучести щ принимается напряже-
16
Рис. 1.10. Типичные кривые упрочне-
ния при деформации растяжением по-
ликристаллических металлов

Рис. 1.11. Кривая упрочнения при де-
формации растяжением ГЦК-кри-
сталла

ние, при котором наблюдается площадка текучести, т. е. рост
деформации без увеличения силы. Для остальных металлов вво-
дится понятие условного предела текучести а0,2> равного напря-
жению, после снятия которого вост = 0,2 %.

При низких температурах значение веет практически не зави-
сит от времени приложения силы. Однако при высоких темпе-
ратурах в металлах наблюдается явление ползучести: рост де-
формации во времени при постоянной приложенной силе.

При пластическом деформировании рост в сопровождается
первоначально повышением а (участок .кривой упрочнения до
точки В). Напряжение, соответствующее точке В, называется
пределом прочности металла или временным сопротивлением

Ъ = Рв/8а,	(1.12)

где Рв — сила, действующая на образец в точке В; 50 — площадь
первоначального поперечного сечения образца.

При деформировании образца до точки В площадь его попереч-
ного сечения меняется мало. Однако при переходе за точку В
наступает период сосредоточенной деформации. Деформация лока-
лизуется на определенном участке образца, площадь его попереч-
ного сечения в этом месте уменьшается, что приводит к снижению
силы Р и соответственно величины о = Р/80. Однако на участке
В К рост в сопровождается естественно ростом истинного напря-
жения, равного отношению силы к площади поперечного сечения
образца в данный момент времени. Наконец, в точке К происходит
разрушение образца.

Следует отметить, что на диаграмме упрочнения ряда сплавов
(алюминиевых, титановых) участок ВК отсутствует и разрушение
происходит при максимальной величине о, т. е. точки В и К
в данном случае совпадают. В качестве характеристик пластич-
ности металлов испойЬзуют относительное удлинение 6 и относи-
тельное сужение ф образца после его разрыва, а также ударную
вязкость Он.

Большинство используемых в технике материалов являются
поликристаллическими. Однако для описания дислокационного
механизма пластической деформации и процессов упрочнения
удобно рассмотреть первоначально кривые упрочнения моно-
кристаллов.

Деформационное упрочнение монокристаллов. Кривая упроч-
нения металлов с ГЦК-структурой приведена на рис. 1.11, где
отчетливо видны различные стадии I, II, III пластической- де-
формации.

Исследования, выполненные на кристаллах чистых металлов
с ГЦК-, ОЦК- и ГП-решеткой, показали, что эта кривая яв-
ляется общей для этих металлов. Однако в зависимости от типа
решетки и ее ориентации стадии /, // и /// имеют различную
протяженность или могут совсем отсутствовать.

Стадия I характеризуется малым коэффициентом деформа-
ционного упрочнения

=	,	(1.13)

и линейной зависимостью т от в (здесь т — напряжение сдвига).

Стадия I называется стадией легкого скольжения. Скольжение
осуществляется перемещением дислокации только по одной (пер-
вичной) системе скольжения. Взаимодействие движущихся дисло-
каций между собой практически отсутствует (еще велики рассто-
яния между ними). Предполагается, что основным фактором
упрочнения на этой стадии является задержка дислокаций у суб-
границ в кристалле. Стадия I заканчивается для ГЦК-кристал-
лов при степени деформации от нескольких процентов до 20 %.
Однако при деформации ГП-кристаллов стадия I • наблюдается
при степенях деформации, достигающих 100 ... 200 %.

При более значительных напряжениях наступает стадия II,
коэффициент упрочнения на которой на порядок выше по значе-
нию, чем на стадии /. Для многих металлов с ГЦК-решеткой
коэффициент упрочнения 07/ ~ 4-10-30. На этой стадии кривая
упрочнения, так же как и на стадии /, имеет линейный характер.
Считается, что интенсивное упрочнение на стадии II связано
с множественным скольжением, т. е. со скольжением одновре-
менна по первичным и вторичным системам, сопровождающимся
образованием эффективных препятствий при встрече дислокаций,
движущихся в пересекающихся плоскостях.

Зависимость напряжения от плотности дислокаций рв на
стадии II

т~/рв.	.	(1.14)

Плотность дислокаций в начале стадии II составляет 10® см-8,
а в конце 10м см-2. При более высоких напряжениях наступает
стадия III, характеризующаяся параболической зависимостью в
от т. Это означает, что степень упрочнения снижается с ростом в.
Третья стадия в ГЦК-кристаллах начинается при в — 30 ... 50 %.
Деформирование на стадии III характеризуется развитием по-
перечного скольжения, которое является основным механизмом
обхода дислокациями барьеров для их движения, созданных на
стадии II. В результате наклон кривой упрочнения на стадии
уменьшается.

На стадии /// развиваются процессы динамического возврата,
связанные с перераспределением дислокаций под влиянием высо-
ких напряжений: аннигилируют (исчезают) в результате взаимо-
действия дислокаций разных знаков, происходит «рассасывание»
дислокационных скоплений. По мере повышения напряжения
энергия активации этих процессов снижается.

На кривой упрочнения ряда материалов наблюдается площадка
текучести (см. рис. 1.10), которая означает, что переход от упру-
гого деформирования к пластическому происходит при некотором
падении деформирующих напряжений. Наличие площадки теку-
чести обусловлено резким увеличением подвижных дислокаций
и их легким движением. Эти дислокации могут появляться в ре-
зультате «вырывания» из окружающей их атмосферы примесей
или генерироваться каким-либо дислокационным источником.
Стадия «прерывистой» текучести, описываемая площадкой теку-
чести на кривой упрочнения, характеризуется резко выраженной
локальностью деформации: текучесть зарождается в одном или
нескольких местах и распространяется, охватывая все новые
объемы металла. Протекание этой стадии завершается при макро-
скопической деформации, равной длине площадки текучести,
после чего начинается стадия параболического упрочнения
(стадия Ш).

Пластическое деформирование поликристаллических металлов.
Особенности пластического деформирования поликристаллических
металлов обусловлены двумя основными причинами: 1) наличием
большого числа различно ориентированных зерен; 2) существова-
нием межзеренных границ. В силу первой причины стадия легкого
скольжения при деформировании поликристаллических мате-
риалов не наблюдается. В главных системах скольжения различно
ориентированных зерен поликристаллического , тела действуют
различные касательные напряжения

Т = О 5Ш СОЗ Хх,
где а — напряжение, приложенное к телу; хг и  соответ-
ственно углы между осью, вдоль которой приложено напряжение,
и плоскостью и направлением скольжения.

Произведение зт х, соз называют фактором Шмида. По-
этому в поликристалле всегда имеются зерна, благоприятно
ориентированные для множественного скольжения. Таким образом,
пластическое деформирование поликристаллов, не имеющих на
кривой упрочнения площадки текучести, сразу начинается со
Рис. 1.12. Зависимости полюсной плот-
ности (/—О и интегральной ширины
дифракционной линии (ЗП) у-фазы (5)
для образцов от степеви деформации
при вальцевании:

/ =—	л,П11;«? -- л,,.; ' —

стадии множественного сколь-
жения (стадия //). Эта стадия
особенно четко фиксируется при
низких температурах. С повышением температуры напряжение,
соответствующее переходу к стадии /// (стадии параболической
зависимости е от т), заметно уменьшается.

Границы зерен, в свою очередь, препятствуют скольжению
дислокаций и «передаче» деформации из зерна в зерно. Во многих
случаях зависимость предела текучести

от =	+ к^3,	(1.15)

где сг0 и кх —• постоянные; /3 — средний размер зерна.

Зависимость напряжения разрушения поликристаллических
металлов от размера зерен обычно имеет такой же вид, как и вы-
ражение (1.15).

При высоких температурах и нагрузках уравнение (1.15)
(зависимость Холла — Петча) неточно отражает влияние /э на
свойства металла. Это обусловлено преимущественным развитием
> деформации в приграничных объемах как в наиболее искаженных
областях. Поэтому детали, работающие при высоких температурах
и нагрузках, стремятся изготовлять из монокристаллов или щз
заготовок, выплавленных методом направленной кристаллиза-
ции [32], Положительное влияние на прочностные свойства
в этом случае обусловлено отсутствием границ зерен, перпенди-
кулярных к направлению действия основных напряжений.

Кроме того, при воздействии на поликристаллический материал
внешней нагрузки в приграничных областях соседних зерен
должно быть согласованное развитие деформации, обеспе-
чивающее отсутствие нарушений сплошности. В тех случаях,
когда имеется предпочтительное направление деформации (при
волочении, сжатии, прокатке и т. п.), будет наблюдаться изменение
формы зерен. Это изменение должно быть согласованным с сосед-
ними зернами. При растяжении, например, все зерна вытяги-
ваются, при сжатии —- сжимаются. Изменение формы зерен со-
провождается изменением их кристаллографической ориентации,
что приводит к образованию текстуры. Под текстурой понимают
преимущественную ориентацию зерен в поликристаллическом
металле. Тип и характеристики текстуры зависят от вида дефор-
мации, температуры и структурно-фазового состояния металла,
в частности, от типа его решетки.

Зависимости полюсной плотности нормалей Рш к плоскостям
ГЦК-решетки жаропрочного железо-никелевого сплава от степени
20
деформации при вальцевании представлена яа рнс. 1.12.
характеризует вероятность совпадений нормали к плоскости (НЛ1)
в зернах металла с нормалью к плоскости исследуемого образца.
Рост степени деформации приводит к такой ориентации зерен, при
которой кристаллографические плоскости (НО) и (100) становятся
параллельными плоскостями образца.

Механизмы упрочнения металлов и сплавов. Упрочнение ме-
таллов и сплавов обусловлено торможением движущихся дисло-
каций. Основные механизмы, обеспечивающие торможение дисло-
каций (упрочнение материала), следующие.

1.	Взаимодействие дислокаций между собой. Поля напряже-
ний вокруг.скоплений дислокаций, в том числе на границах зерен,
препятствуют движению дислокаций, а при значительной плот-
ности дислокаций в скоплениях могут прекратить функциониро-
вание источники дислокаций. Кроме того, пересечение движу-
щихся дислокаций приводит к появлению дислокаций, не способ-
ных к движению.

2.	Взаимодействие дислокаций с атомами примесей. Атомы
примесей, являясь точечными дефектами кристаллического стро-
ения, вносят искажения в решетку металла, цто затрудняет
движение дислокаций. В ряде случаев вокруг дислокаций обра-
зуются атмосферы из атомов примесей, «вырывание» дислокаций
из этих атмосфер' требует дополнительных затрат энергии, т. е.
повышения деформирующих напряжений.

3.	Взаимодействие дислокаций с частицами второй фазы.
Локальные поля напряжений вокруг частиц второй фазы пре-
пятствуют движению дислокаций. Кроме того, эти частицы за-
держивают движение дислокаций, находясь непосредственно на
пути их скольжения. Эффективность упрочнения частицами вто-
рой фазы зависит от формы, размеров, распределения их в ма-
трице, а также от типа границ между частицами и матрицей.

Таким образом, упрочнения материала можно добиться целе-
направленным воздействием на его структурно-фазовое состо-
яние и тонкую (дислокационную) структуру.

Влияние температуры, скорости деформирования и вида на-
гружения на механические свойства металлов. Механические свой-
ства металлов в той или иной степени зависят от условий испыта-
ний (температуры, скорости деформирования, напряженного со-
стояния, среды), а также от состояния (структуры, характеристик
поверхностного слоя), формы и размеров детали или образца.

А. Ф. Иоффе одним из первых предложил модель, описыва-
ющую механические свойства твердых тел при различных темпе-
ратурах и скоростях деформирования. Согласно этой модели
сопротивление отрыву слабо зависит от температуры и скорости
деформирования, а предел текучести снижается с ростом темпе-
ратуры и уменьшением скорости деформирования.

Поэтому при малых скоростях испытания или высоких тем-
пературах предел текучести оказывается значительно ниже со-
противления отрыва, и до разрушения тела будет проходить зна-
чительное (макроскопически заметное) деформирование. Однако
снижение температуры испытания или повышение скорости де-
формирования ведут к резкому увеличению предела текучести,
величина которой становится выше сопротивления отрыва. В этих
условиях наступает хрупкое разрушение, протекающее без макро-
скопически заметной деформации. Таким образом, рост скорости
деформирования и снижение температуры ведет к уменьшению
пластичности материала (снижается относительное удлинение,
происходит сужение образца после разрыва, уменьшается ударная
вязкость).

Экспериментальные данные, в основном, согласуются с изло-
женными выше представлениями. Так, при переходе от статиче-
ского нагружения (со скоростями деформирования ё порядка 10~4...
10~2 см"1) к динамическому (ё 102 см"1) предел текучести увели-
чивается (в зависимости от состава и термообработки) стали на
50 ... 200 %, меди на 20 ... 30 %, алюминиевых сплавов до 50 %.
При этом предел прочности изменяется меньше: для сталей и меди
всего на 10 ... 20 %. Повышение температуры ведет к снижению
предела текучести при одновременном росте характеристик пла-
стичности (6, ф, а*)- В ряде случаев зависимость предела текучести
от скорости деформирования и температуры описывается функ-
цией

стт = Д2ёехр (—	(1-16)

где к% — постоянный коэффициент; в — скорость деформирования;
С — энергия активации процесса; К — газовая постоянная; Т —
температура.

Повышение температуры деформирования приводит к сниже-
нию модулей упругости, что связано с изменением силы межатом-
ной связи. Однако изменение скорости деформирования практи-
чески не влияет на упругие свойства металлов. Это объясняется
высокой скоростью распространения упругого деформирования
в металле, близкой к скорости звука. В то же время известны
факты, когда некоторые металлические материалы при очень
низкой температуре сохраняют пластичность (например, никель,
алюминий и др.). У других металлов при увеличении скорости
деформирования наблюдается даже повышение пластичности.

Я- Б. Фридман развил схему А. Ф. Иоффе, предложив диаг-
раммы механического состояния, в которых учитывается способ
приложения нагрузки.

Для характеристики способа приложения нагрузки вводится
величина а* — <тах/5тах. где /тзх — максимальное касательное
напряжение, обусловливающее пластическое деформирование и
разрушение путем среза; 5тах — максимальное растягивающее
напряжение, обусловливающее разрушение путем отрыва. Если
а* » 1, то способ нагружения является мягким и развивается
22
значительная пластическая деформация. К таким способам
нагружения относятся испытания на твердость вдавливанием,
сжатие под гидростатическим давлением. При а* 1 способ
нагружения жесткий, при а* ~ I средней жесткости. Отметим,
что для испытаний на растяжение а* = 0,5; на кручение а* =
= 0,8; при осевом сжатии а* = 2. Поэтому неудивительно, что
некоторые литые алюминиевые сплавы и чугуны, весьма хрупкие
при растяжении, достаточно пластичны при сжатии, а высоко-
пластичные материалы (мягкую сталь, свинец и др.) при сжатии
вообще нельзя разрушить.	ч

Следует отметить, что развитые представления относятся
к материалам со стабильной структурой. Однако изменение тем-
пературы для многих металлов и сплавов приводит к фазовым
превращениям и другим структурным изменениям, что оказывает
сильное влияние на их механические свойства. Ситуация еще
больше усложняется, если нагружаемая деталь находится в актив-
ной коррозионной среде (см. гл. III).

Более подробно особенности пластического деформирования
металлов изложены в работах [105, 1081.

1.5. РАЗРУШЕНИЕ

Теоретическая прочность металлов. Расчет теоретической
прочности металлов основан на представлении об их разрушении
как о мгновенном разрыве сил межатомного взаимодействия по
плоскости, перпендикулярной к направлению действия внешней
силы (рис. 1.13). Теоретическая прочность равна напряжению^
достаточному для отрыва одной части кристалла от другой. Для
такого отрыва необходимо совершить работу против сил связи
между атомами. Зависимость этих сил и соответственно напря-
жения, разрывающего кристалл, от межатомного расстояния х
имеет вид, показанный на рис. 1.13. Работа против сил связи

Г = /о(х)йх,	(1.17)

Го

т. е. равна площади под кривой о (х) в пределах от х — г0 до
X — СО.

В первом приближении зависимость о (х) аппроксимируется
гармонической функцией

О = атах81п [	(1.18)

где 1 — длина волны синусоиды (см. рис. 1.13). Тогда № считается
приближенно равной

Г.+Х/2

Г = I 81П [-Я	-]	= А	(1.19)
Рис. 1.13. Отрыв одной части
кристалла от другой при дей-
ствии напряжения о

Эта работа затрачивается на
создание двух новых поверхностей,
обладающих удельной поверхност-
ной энергией уа, поэтому

~апмх==2уа,	(1.20)

откуда

=	(1.21)

Значение X можно оценить следу-
ющим образом. При малых (х — г0)
выражение (1.18) сводится к

а =	.	(1.22)

В то же время при малых деформациях

А—^-«(1	(1.23)

'	^0

справедлив закон Гука, следовательно,

а = Е	= аюах	,	(1.24)'

Гд	Л>

где Е — модуль нормальной упругости.

Поэтому

1 = =Тр-<ттах.	(1.25)

Подставляя данное значение X в выражение (1.21), получим

)

*?тах

(1.26)

Очевидно, что значение агаах представляет собой теоретическую
прочность металла, поскольку агаах является тем напряжением,
которое надо приложить к кристаллу для его разрыва. Учитывая,
что уа для металлов имеет порядок 1 Дж/ма, Е 10п Па, аг, ~

101П м, получим атеор — 3-1010 Па.

Однако прочность реальных металлов значительно ниже по
величине. Обычно предел прочности металлов имеет порядок
108 ... 109 Па. Это заставляет предположить, что разрыв меж-
атомных связей происходит не одновременно по всей плоскости
отрыва, а последовательно. Это возможно, если разрушение
является результатом продвижения трещины в металле.

Хрупкое разрушение. К хрупким относят разрушения под
действием таких напряжений, величины которых меньше макро-
скопического предела текучести. При этом, очевидно, отсутствует
макроскопически заметная пластическая деформация. Однако
роль дислокаций, их перемещения и соответственно пластическое
24
деформирование в микроскопических объемах важны при хрупком
разрушении металлов с кристаллической структурой на всех
его трех стадиях: I — зарождение трещин, II — подрастание их
до критического размера, III — необратимый рост трещины
с размером, большим критического (закритическая стадия). На
стадии III рост трещины идет за счет запасенной в теле упругой
энергии, поэтому он происходит и при полном снятии внешней
нагрузки. Эта стадия является характерным признаком хрупкого
разрушения.

В 20-х годах Гриффитсом было найдено условие необратимого
роста трещины в идеально хрупком теле. В теории Гриффитса
рассматривается пластина, подвергнутая действию равномерно
распределенной растягивающей нагрузки. Упругая энергия, за-
пасенная в единице объема,

(О?)

Если в теле внезапно образуется плоская трещина диаметром '
2С, расположенная под прямым углом к направлению действия
силы,- то в зоне трещины будет высвобождаться упругая энергия.
Предполагается, что эта зона имеет линейные размеры порядка
величины С.

При образовании трещины упругая энергия пластины умень-
шается на величину

== ЛУ,	1	(1.28)

где V = кяСа — объем зоны разгрузки (здесь к3 — числовой
коэффициент).

Тогда

Г = ~~Л8С».	(1.29)

Однако возникновение трещины влечет за собой появление
новых поверхностей с площадью 2лС8 и поэтому требует затраты
энергии

У г = 2лС2у8>	-	(1.30)

где — удельная поверхностная энергия.

Общее изменение энергии системы при образовании трещины
в таком случае

= - у = 2яс8у8 - А с8.	(1-31)

Если

гШ^ССО,	(1.32)

то трещина будет необратимо расти. Поэтому условие перехода
к этой стадии процесса разрушения можно найти из выражения

=	=	=	П-33)

2§
т. е.

о =	'	(1.34)

где к% — числовой коэффициент (по величине порядка 1), точное
значение которого зависит от формы и размеров зоны разгрузки.

Другими словами, если в хрупком теле при напряжении а
появляется трещина размером более критического

=	(1-35)

то эта трещина будет самопроизвольно расти. Обычно значение Сир
порядка 1 мкм.

Соотношения (1.34) и (1.35) хорошо описывают разрушение
идеально хрупких аморфных материалов. Опыты Гриффитса на
образцах из стекла подтвердили их применимость. Однако ис-
пользование формул Гриффитса для металлов с кристаллической
структурой приводит к неудовлетворительным результатам. При-
чиной этого является то, что при росте хрупкой трещины в метал-
лах затрачивается значительная работа на пластическую дефор-
мацию микрообъемов, прилегающих к поверхности излома. В ча-
стности, пластическая деформация может быть результатом пере-
мещения дислокаций вблизи вершины трещины, где напряжение
превышает предел текучести. Действительно, в многочисленных
экспериментах обнаружены следы пластической деформации в из-
ломе.

Для учета пластической деформации на стадии необратимого
роста трещины Орован предложил видоизменить формулу (1.35),
заменив величину у8 на сумму у8 + ур (ур — величина энергии
пластического деформирования). Поскольку в большинстве слу-
чаев на несколько порядков больше по величине у8, то вели-
чиной у8 можно пренебречь по сравнению с ур. При этом выраже-
ние для критического размера трещины

=	(1.36)

Экспериментальные данные хорошо согласуются с результа-
тами расчетов, выполненных согласно уравнению (1.36).

В отличие от условий (1.35) и (1.36), являющихся энергетиче-
скими критериями разрушения, согласно силовому критерию
локальные напряжения у вершины трещины при разрушении
должны превосходить теоретическую прочность. Для .трещины
с острой вершиной, радиус кривизны которой близок к г0, силовой
критерий практически совпадает с условием Гриффитса. В общем
случае С^р С^р Ск₽ (С%р, С%р, С*р — критические раз-
меры трещин согласно силовому критерию и условиям Орована
и Гриффитса).

В теории Гриффитса не рассматривается вопрос о зарождении
хрупких трещин. В настоящее время установлено, что в процессе
26
Рис. 1.14. Модели зарождения трещин (заштрихованные участки):
а — модель заторможенного сдвига; б модель Катрэлла; в =— разрыв малоугловой
границы

зарождения любых трещин, в том числе и хрупких, решающее
значение имеет пластическая деформация. Существуют и
получили экспериментальное подтверждение многочисленные дис-
локационные модели образования хрупких трещин.

По мнению Зинера и Стро, трещина может возникнуть в ре-
зультате образования заторможенного у какого-нибудь барьера
скопления п одноименных дислокаций. При внешнем напряжении
г дислокации сливаются и образуют микротрещину раз-
мером Л ~ (Ьо — вектор Бюргерса). Кроме того, в головной
части скопления возникает не только высокое касательное напря-
жение, но и большое нормальное растягивающее (в области под
плоскостью скольжения) напряжение, которое может достичь
теоретической прочности, что приведет к разрыву межатомных
связей и появлению микротрещины (рис. 1.14, а). Модель Котт-
рэлла предполагает возможность образования трещины в дисло-
кационном скоплении, образующемся при встрече дислокаций,
движущихся по пересекающимся плоскостям (рис. 1.14, б). При
наличии в кристалле .малоугловых границ с большой разориен-
Тацией (не менее 5°) возможно образование микротрещины в ре-
зультате сдвига, разделяющего границу на две части (рис. 1.14, б).
Существуют и другие модели [18, 37], причем во всех них без
исключения предполагается, что в зарождении трещины уча-
ствуют дислокации, которые создают скопления с высокими
локальными напряжениями, релаксирующими путем зарождения
микротрещины. При этом отмечается важное значение тепловых
флуктуаций.

Зарождающиеся трещины часто называют субмикротрещинами
(обычно они имеют размеры порядка 10-1 мкм), в то время как
микротрещины имеют размеры на I ... 2 порядка выше. Субмикро-
трещины определенной формы могут быть энергетически ста-
бильными.

На стадии хрупкого разрушения, когда размер трещины
меньше критического, наблюдается ее медленный рост, причем
для роста трещины необходимо повышать приложенное напря-
жение. Процесс роста трещин докритического размера происходит
либо в результате взаимодействия ее с находящимися вблизи
дислокационными скоплениями, что приводит к «сваливанию»
дислокаций скопления в трещину, либо в результате притока
вакансий, либо путем поглощения других микротрещин. Наконец,
когда размер трещины достигает критического значения, насту-
пает стадия хрупкого разрушения -(стадия 111). При этом скорость
роста трещины резко увеличивается и может достигать более
1000 м/с. Однако важно, что эта скорость не может превысить
некоторую предельную величину. Гриффитс считал, что макси-
мальная скорость роста трещины равна скорости распространения
упругих волн в материале (птп ~ 103 м/с). Более поздние экспери-
ментальные и теоретические оценки показали, что предельная
скорость роста трещины составляет 30 ... 40 % скорости распро-
странения упругих волн в данном материале. Реальная скорость
роста трещины зависит от конкретных условий разрушения: от
величины приложенного напряжения, скорости нагружения, тем-
пературы и пр. (она достигает близких к предельным значений
при низких температурах, большом запасе упругой энергии,
в условиях динамического нагружения).

Вязкое разрушение происходит при напряжениях, превышаю-
щих макроскопический предел текучести. Поэтому вязкому раз-
рушению предшествует значительная пластическая макродефор-
мация. - В ряде случаев при испытании на растяжение раз-
рушение при напряжениях, превышающих предел текучести,
может быть результатом соскальзывания одной части образца
относительно другой (металлы с ГП-решеткой) или очень высокого
сужения поперечного сечения образцов,- достигающего перед
окончательным разделением 100 % (поликристаллы с ГЦК-ре-
шеткой). Иногда монокристаллы металлов с ГЦК-решеткой раз-
рушаются с образованием шейки, вырождающейся в линию.
Эти виды вязкого разрушения не связаны с образованием и ростом
трещины. Однако все же наиболее типичным при испытании на
растяжение является разрушение с образованием шейки конечных
макроразмеров, поэтому под разрушением можно понимать про-
цесс зарождения и распространения трещины.

Механизмы возникновения трещин при вязком разрушении
подобны соответствующим механизмам зарождения хрупкой тре-
щины. Кроме того, при разрушении металлов с ГЦК-структурой
микротрещины (мелкие пустоты) возникают вблизи включений
второй фазы. Эти пустоты вначале вытянуты вдоль направления
внешнего растягивающего напряжения, затем перемычки между
ними разрушаются, и, наконец, образуется магистральная тре-
щина в направлении, нормальном к оси растяжения.

Вязкое разрушение представляет собой меньшую опасность
при использовании металлических материалов. Это связано с тем,
что оно развивается с небольшими скоростями, а напряжение,
28
необходимое для его развития, превышает
значение предела текучести, используемое при
расчетах прочности деталей и конструкций.

Усталостное разрушение. Многие детали
машин испытывают в процессе эксплуатации
действие циклических нагрузок, изменяющихся
либо по значению (повторные нагрузки), либо
по значению и знаку (повторно-переменные
нагрузки). Разрушение вследствие воздействия,
таких нагрузок называют усталостным. Изме-
нение циклического напряжения во времени
описывается уравнением

+	(1.37)

1д Н

Рис. 1.15. Вид к]’н-
вых усталости:
а — при наличия
эического предела
выносливости; б —
при его отсутствии

где пср — среднее напряжение цикла (статическая составляющая);
аа — амплитуда цикла; Р (^) — непрерывная периодическая функ-
ция с единичной амплитудой, которую часто аппроксимируют
синусоидой.

Функция Р (0 имеет период Т и частоту / = 1/Т. Разнообраз-
ные случаи циклического нагружения описываются различными
по значению и знаку оср и аа. Цикл называют симметричным
при аср = 0, в других случаях — асимметричным.

Сопротивление материалов усталостному разрушению харак-
теризуется кривой зависимости числа циклов до разрушения
от максимального напряжения цикла. Кривые усталости обычно
строят в полулогарифмических (а —	77) или логарифмических

Об о — 1в АГ) координатах.Существуют два основных вида кривых
усталости (рис. 1.15). Одни материалы при напряжениях ниже
определенной величины, называемой физическим пределом вы-
носливости, вообще не разрушаются, как бы ни росло значе-
ние АГ (кривая а, см. рис, 1,15).

Предел выносливости обозначают символом ан, где /? —-
коэффициент асимметрии цикла, равный отношению минимального
напряжения цикла к максимальному. При симметричном цикле
К = —1 и предел выносливости обозначают о_г. Для других
материалов характерно отсутствие физического предела выносли-
вости: при росте Ы разрушающее напряжение непрерывно сни-
жается (кривая б, см. рис. 1.15. На кривых усталости таких матери-
алов часто обнаруживается точка излома). В этом случае вводится
понятие условного предела выносливости, равного напряжению,
при котором разрушение Наступает только после заданного числа
циклов, называемого базой испытания.

Отсутствие физического предела выносливости, очевидно, об-
условлено нестабильностью структурно-фазового состояния мате-
риала и прежде всего его поверхностного слоя, которая ведет
к снижению' циклического предела текучести в с ростом АГ.
Образцы из одного и того же материала в зависимости от усл'ови Й
испытания могут иметь различные по виду кривые усталости.
Рис. 1.16. Схема полной кривой уста-
лости [37]:

/ — квазистатмческий излом с шейкой; 2 —
малоцикловая усталость; 3 — переходная
область; 4 < многоцнкловая усталость

Рис. 1.17. Стадии многоцнкловой уста-
лости

В частности, к исчезновению физического предела текучести
приводят испытания в агрессивных средах.

Схема кривой усталости, предложенная В. С. Ивановой
и В. Ф. Терентьевым [37], приведена на рис. 1.16. Район огра-
ниченных долговечностей (до точки О) делится на ряд областей.
Точке А соответствует напряжение ав, при котором разрушение
наступает за первый цикл. На участке АВС разрушение носит
квазистатический характер. Участок СО соответствует началу
собственно усталостного разрушения (малоцикловой усталости).
При этом процесс разрушения связан с образованием и продви-
жением при каждом новом цикле усталостной трещины.

Малоцикловая усталость наблюдается при напряжениях, боль-
ших по величине динамического предела текучести огт. д, т. е.
предела текучести при данной скорости нагружения, определя-
емой величиной /. При этом уже с первых циклов начинается
макроскопическая деформация детали. В условиях малоцикловой
усталости работают детали, нагружаемые с низкой частотой.
Долговечность Мр при малоцикловой усталости связана с вели-
чиной пластической деформации за цикл Де следующим образом:

#р Де = сопзЬ	(1.38)

Граница между областями малоцикловой и многоцикловой
усталости обычно находится в районе ~ 10® циклов. На кривой
усталости при этом наблюдается разрыв или перегиб.

Процесс многоцикловой усталости можно разделить (есте-
ственно, с определенной долей условности) на несколько стадий
(рис. 1.17). На стадии / начинается размножение и движение
дислокаций преимущественно в поверхностном слое. Взаимо-
действие дислокаций приводит к формированию различных дисло-
кационных скоплений. В металлах с высокой энергией дефектов
упаковки (уд. у 10“2 Дж/м2) образуется ячеистая структура,
которая трансформируется затем в структуру вен, представля-
ющую собой переплетающиеся и ветвящиеся жгуты прямолиней-
ных дислокаций [18]. На поверхности образца образуются линии
30
скольжения, которые объединяются и формируют полосы сколь-
жения. Внутри устойчивых полос скольжения, не устраняемых
при удалении поверхностного слоя толщиной в несколько микрон,
наблюдается интенсивное необратимое разупрочнение (динамиче-
ский возврат). Поэтому предельно упрочненному до начала испы-
таний материалу при приложении циклических нагрузок свойст-
венно разупрочнение. В других случаях наблюдается деформаци-
онное упрочнение с последующим плавным разупрочнением. На
поверхности образца, в месте выхода полос скольжения, обра-
зуются экструзии и интрузии, т. е. микроскопические выступы и
впадины. Механизм их происхождения окончательно не установ-
лен: предполагаются и дислокационные, и вакансионные модели.

Стадия // характеризуется образованием субмикротрещин.
При этом обычно наблюдается стабилизация интегральных меха-
нических свойств материала. К настоящему времени предложены
многочисленные модели зарождения трещин. Ряд из них был
рассмотрен ранее. Особую группу представляют модели, связы-
вающие образование субмикротрещин с экструзиями и интру-
зиями. Например, считается, что экструзия появляется не только
благодаря продольному движению слоев материала в устойчивой
пдлосе скольжения, но и в результате ее сужения. Это приводит,
к возникновению растягивающих напряжений между полосой
скольжения и матрицей, и субмикротрещина появляется в ре-
зультате отслоения полосы от матрицы. Трещины могут заро-
ждаться также на интрузиях с острой вершиной при воздействии
высоких растягивающих напряжений в слое под интрузией.

При высоких температурах иЛи больших напряжениях тре-
щины могут зарождаться на границах зерен, двойников и блоков,
а в сплавах с выделениями вторичных фаз —• на границе выделе-
ний вторичной и матричной фаз.

Усталостные субмикротрещину зарождаются преимущественно
в поверхностном слое образца. Этому предшествует локализация
пластического деформирования и появление вблйзи поверхности,
в районе пересечения ее с областями повышенного деформирова-
ния, локальных источников внутренних напряжений. Трещина
зарождается вдоль плоскости с максимальными ' касательными
напряжениями (т. е. под углом, близким к 45°, к максимальному
растягивающему напряжению). В образцах с упрочненным по-
верхностным слоем трещины часто возникают на границе матрицы
-и упрочненного слоя.

Субмикротрещины с ростом М увеличивают свою длину в ре-
зультате индивидуального роста и слияния соседнйх субмикро-
трещин.

Стадия /// (стадия устойчивого роста усталостных трещин)
начинается тогда, когда субмикротрещины превращаются в микро-
трещины, выходящие за пределы зерна. С этого момента трещина
меняет направление своего движения и переходит в плоскость,
перпендикулярную к главным нормальным напряжениям. Пла-
31
стическая деформация локализуется в узкой зоне у ее вершины,
где резко увеличивается плотность дислокаций. На этой стадии
наблюдается ухудшение механических свойств материала.,

Рост микротрещины описывается законами механики разруше-
ния. В простейшем приближении скорость роста трещины ~~»
зависит от напряжения о и длины трещины / следующим образом

О-ЗЭ)

где С1г и — коэффициенты, зависящие от условий испытания
и материала.

Однако выражение (1.39) не учитывает особенностей напря-
женного состояния у вершины трещины. Более точным является
уравнение

=	(1.40)

где Ср и т — коэффициенты, зависящие от условий испытания
и материала; — размах коэффициента интенсивности напря-
жения, определяемого геометрией трещины и величиной при-
ложенной нагрузки. Значение постоянной т для разных' мате-
риалов и условий испытания обычно лежит в интервале 1 ... 6.
Скорость роста трещины на этой стадии чаще всего имеет величину
порядка 10“® ... 10_< м/цикл.

Стадия IV наступает тогда, когда размер трещины (или точнее
коэффициент интенсивности напряжений) достигает критического
значения. Образец при этом доламывается за один или несколько
циклов.

Отметим, что при напряжениях выше а^,л в металле всегда
имеют место структурные изменения: рост плотности дислокаций,
образование полос скольжения и субмикротрещин. Если а <
< аа, то эти субмикротрещины не развиваются. Значение от. „
намного ниже аг. н, т. е. пластичное деформирование при цикли-
ческом нагружении протекает при меньших напряжениях, чем
при статическом. Если напряжения ниже циклического предела
упругости Оу.ч, то структурные изменения в металле носят
обратимый характер.

Влияние различных факторов на предел выносливостив На,со-
противление усталости оказывают значительное влияние условия
работы (испытания) детали. Обычно предел выносливости при
изгибе дыше, чем при растяжении—-сжатии; в условиях чистого
сдвига он имеет минимальное значение. При данном значении
максимального напряжения цикла отах сопротивление усталости
повышается с ростом среднего напряжения о’ср и коэффициента
асимметрии. Обычно сопротивление усталости повышается с ро-
стом характеристик прочности и пластичности (ов, а®, ф) мате-
риала.

Я
Если изменение температуры не вызывает фазовых и структур-
ных превращений в металле, его выносливость с повышением
температуры непрерывно снижается. Следует также учитывать,
что при высоких температурах статическая составляющая цикла
оср вызывает ползучесть материала, что приводит к снижению его
сопротивления усталости.

Влияние частоты нагружения на предел выносливости метал-
лов достаточно слабое. Увеличение ее от 101 до 10* Гц вызывает
небольшое увеличение предела выносливости (на 10—20 %), что
в основном обусловлено повышением скорости деформации. Однако
при анализе влияния частоты нагружения на усталось следует
учитывать, что при высоких частотах нагружения температура
образцов может существенно повышаться, особенно из Материалов
с низкой теплопроводностью. В то же время при низких частотах
нагружения усиливается влияние окружающей среды, поскольку
резко увеличивается время испытаний.

Сопротивление усталости зависит также от размеров образцов.
С увеличением размера образцов предел выносливости монотонно
снижается, но при больших размерах (й;102 мм) для этой зависи-
мости характерно насыщение. Влияние масштабного фактора
на сопротивление усталости обусловлено несколькими причинами.
Во-первых, при увеличении абсолютных размеров образцов не-
избежно возрастает неоднородность их состава и структуры,
имеющая технологическое происхождение. Во-вторых, при испы-
тании крупных'образцов может увеличиться скорость распро-
странения трещины из-за большого запаса упругой энергии,
особенно при значительной податливости нагружающей системы.
Наконец, даже в геометрически подобных образцах не выпол-
няются условия подобия в статистическом распределении дефек-
тов: вероятность присутствия опасного дефекта возрастает с уве-
личением размера образца.

На предел выносливости материала существенное влияние
оказывает его взаимодействие с окружающей средой. При про-
ведении испытаний в агрессивных средах (и даже на воздухе)
сопротивление усталости может резко снижаться. При этом
предел выносливости слабо зависит от механических (прочно-
стных) свойств металла, но растет при повышении его коррозион-
ной стойкости. При работе в агрессивной среде меняется вид
масштабного эффекта: более крупные образцы имеют более высо-
кую выносливость.

2 Сулим® А. в др
2

ГЛАВА

ПОВЕРХНОСТНЫЙ слой
ДЕТАЛЕЙ

2.1. ШЕРОХОВАТОСТЬ И ВОЛНИСТОСТЬ ПОВЕРХНОСТИ

В процессе изготовления и эксплуатации детали на ее поверх-
ности возникают неровности в слое металла, прилегающем к ней,
изменяются структура, фазовый и химический состав. В детали
возникают остаточные напряжения.

Наружный слой детали с измененными структурой, фазовым
и химическим составом по сравнению с основным металлом, из
которого изготовлена деталь, называется поверхностным слоем.
Внешняя поверхность слоя граничит с окружающей средой или
с сопряженной деталью.

В поверхностном слое (рис. 2.1) можно выделить следующие
основные зоны:

зону 1 адсорбированных из окружающей среды молекул и ато-
мов органических и неорганических веществ (например, воды,
СОЖ, растворителей, промывочных жидкостей), ее толщина
1 ... 102 нм;

зону 2 продуктов химического взаимодействия металла с окру-
жающей средой (обычно оксидов), толщиной ~10-3 ... 1 мкм;

граничную зону 3 толщиной в несколько межатомных рассто-
яний; металл в этой зоне имеет иные, чем в объеме, кристалли-
ческую и электронную структуры;

зону 4 с измененной структурой, фазовым и химическим со-
ставом, она возникает в процессе изготовления и эксплуатации
детали, ее толщина обычно ^0,01 ... 0,1 мм.

Неровности на поверхности детали, структура, фазовый и хи-
мический состав поверхностного слоя влияют на ее физико-хими-
ческие и эксплуатационные свойства.

Поверхностный слой оказывает существенное влияние на
надежность работы детали, узла и машины в целом. При эксплу-
атации поверхностный слой детали подвергается наиболее силь-
ному физико-химическому воздействию. Разрушение детали
в большинстве случаев начинается с поверхности (например,
развитие усталостной трещины, износ, эрозия, коррозия).

Взаимосвязь поверхностного слоя с физико-химическими и
эксплуатационными свойствами детали показана на рис. 2.2.

Идеально правильную поверхность нельзя получить с помощью
какого-либо метода обработки. Реальная поверхность детали
34
Рис. 2.1. Схема поверхностного слоя
детали:

1 =— адсорбированная эона; 2 — зона окси,
дов; 3 — граничная зона металла; 4 “ зона
металла с измененной структурой, фазовым
и химическим составом; 3 — основной ме-
«галл

несовершенна: суждение о сте-
пени несовершенства зависит
от масштаба рассмотрения.
Можно рассматривать отклоне-
ния от геометрической пра-
вильности поверхности макро-,
микро- и субмикроскопического
порядка.

Макрогеометрические отклонения рассматриваются на боль-
ших участках реальной поверхности детали (они характеризуют
ее точность), микрогеометрические отклонения — на малых уча-

Поверхностный слой детали

Неровности -поверхности

Физико-химическое состояние
поверхностного слоя



Шерохо-
ватость

Фазовый Химический

состав

Структура

состав

Волнис-
тость

Грубые
дефекты
поверхности

Рис. 2.2. Взаимосвязь поверхностного слоя с эксплуатационными свойствами
деталей
стках реальной поверхности с длиной стороны квадрата 10~а ...
101 мм. Совокупность неровностей поверхности на этой длине
принято называть шероховатостью поверхности.

Геометрические отклонения поверхностей различают также
в зависимости от отношения длины шага 5 к высоте неровностей Я:
при 5 : Я > 1000 имеют место микроскопические отклонения
или отклонения от правильной геометрической формы (конусность,
овальность, вогнутость и др.), при 5 : Я — 50 ... 1000 — вол-
нистость поверхности и 5 : Я <50 — шероховатость поверхности
(рис. 2.3).

Волнистость поверхности — совокупность пери-
одически повторяющихся неровностей, расстояние между кото-
рыми значительно превышает их высоту. Волнистостью поверх-
ности считают неровности с шагом 1 ... 10 мм. Высота неровностей
волнистости и высота шероховатости практически одинаковы,
отношение же длины шагов к высоте неровностей различно.
Волнистость занимает промежуточное положение между откло-
нением от правильной геометрической формы и шероховатостью
поверхности.

Волнистость определяется в перпендикулярном сечении по-
верхностей, исключая при этом шероховатость и отклонения
геометрической формы. Волнистость может образоваться на по-
верхности детали при изготовлении (технологическая волнистость)
вследствие вибраций из-за недостаточной жесткости системы
станок — приспособление — инструмент — заготовка, геометриче-
ских, кинематических и динамических погрешностей процесса
обработки и в процессе эксплуатации машины (эксплуатационная
волнистость). Технологическую волнистость подразделяют на
поперечную (расположение волн перпендикулярно движению
режущего инструмента) и продольную (волнистость совпадает
с направлением движения инструмента).

Шероховатость поверхности — это совокуп-
ность неровностей с относительно малыми шагами, образующих
рельеф поверхности. Шероховатость поверхности после механи-
ческой обработки — это геометрический след режущего инстру-
мента (металлического или абразивного), искаженный в результате
пластического и упругого деформирования и сопутствующей
процессу резания вибрацией технологической системы станок —
приспособление — инструмент — заготовка.

Причинами, обусловливающими видоизменение и искажение
основного геометрического профиля, являются также копирование
микронеровностей рабочих кромок резца и абразивных зерен,
образование зубцов нароста и адгезионные налипы на обработан-
ной поверхности заготовки; деформирование материала заготовки
после хода режущего инструмента и другие технологические
факторы, определяющие условия механической обработки (зазоры
во вращающихся деталях станка, несбалансированность их и др.).
Режущий инструмент разрушает на своем пути разнообразно
36
Рис. 2.3. Макрогеометрия, волни-
стость и шероховатость поверхно-
сти:
а — профиль поверхности; б — шеро-
ховатость; в — волнистость; г — макро-
геометрия
расположенные зерна метал-
ла; некоторые из них, име-
ющие соответствующую ори-
ентацию, срезаются, другие
разрушаются отрывом с об-
разованием мельчайших тре-
щин в поверхностном слое
заготовки.

Геометрические характе-
ристики неровностей тесно
связаны с физико-химиче-
скими процессами разруше-
ния металла при обработке

резанием. Так, шероховатость поверхности при обработке
хрупких металлов представляется в виде треугольных углублений,
отвечающих форме вырванных зерен; в вязких металлах при
больших скоростях резания сильно деформированные неровности
имеют форму чешуек.

Параметры волнистости. Волнистость поверхности до насто-
ящего времени в СССР не стандартизована и при ее назначении
руководствуются отраслевыми нормалями или рекомендациями
Института машиноведения АН СССР.

Числовые значения высоты волнистости следующие:

Класс волнистости ....	I	II	III	IV V	VI	VII	VIII	IX

Предельная высота вол-
ны, мкм ........ .	1	2	4	8 16	32	64	125	250

Для оценки волнистости поверхности установлено три пара-
метра: высота волнистости ~№г (высота волны), наибольшая высота
ВОЛНИСТОСТИ ^пих И Средний ШЭГ ВОЛНИСТОСТИ (рис. 2.3).

Высота волнистости 1Гг — среднее арифметическое значение
из пяти значений высоты неровностей, измеренных на длине
базовой линии, равной не менее пятикратного наибольшего шага
волнистости

5

Г2 = 4-Уг4.	(2.1)

1=1

Числовые значения высоты волнистости выбирают из ряда:
0,1; 0,2; 0,4; 0,8; 1,6; 3,2; 6,3; 12,5; 25; 50; 100; 200 мкм.

Наибольшая высота волнистости ^тах — расстояние между
наивысшей и наинизшей точками профиля волнистости, измерен-
ное на одной полной волне в пределах базовой длины 1-^.
"Средний шаг волнистости — среднее арифметическое зна-
чение расстояний 5н‘т между одноименными сторонами соседних
волн, измеренных по средней линии профиля в пределах
базовой длины,

п

(2-2)

1^1

Средний шаг волнистости для деталей с круглым сечением
может быть выражен в угловых единицах.

Параметры волнистости отсчитывают от средней линии про-
филя и базовой линии волнистости.

Средняя линия профиля волнистости имеет форму номи-
нального профиля и делит профиль волнистости таким образом,
что в области участка измерения 1^ сумма квадратов расстояний
(у1,	•••> тойек профиля волнистости до этой линии наи-

меньшая (см. рис. 2.3).

Базовую линию волнистости проводят эквидистантно средней
линии профиля. На практике используют высоту волны и ее шаг.

В ряде отраслей промышленности волнистость оценивается
только по высоте волны. Так, при шлифовании колец подшипни-
ков качения (диаметр 18 ... 120 мм) класса Н (класса 0) волни-
стость составляет 40 ... 110 % шероховатости, а по классу С
(4—-5-й классы) — 15 ... 60 %.

Методы и средства измерения волнистости поверхности. Ка-
чественная оценка волнистости поверхности осуществляется визу-
ально, по краске, по оттиску на бумаге и другими способами
с определением длины шага волны и числа волн, приходящихся
на длину окружности.

Для количественной оценки волнистости используют волно-
графы (с записью профилограммы) и волнометры, приборы для
измерения отклонения формы и шероховатости поверхности (круг-
ломеры, профилографы, профилометры). Схемы приборов для
измерения параметров волнистости показаны на рис. 2.4 [63 Е

Наиболее распространены контактные щуповые волнометры
и волнографы (рис, 2.4, а —ж). Используются также и бескон-
тактные волнометры: оптические, пневматические и др. Механи-
ческие приборы (рис. 2.4, а--г, е) являются наиболее простыми
по конструкции, но точность измерения их ограничена. Опти-
ческие (рис. 2.4, з) и комбинированные волнометры с механо-
оптической (рис. 2.4, ж) и механо-электрической (рис. 2.4, д)
системами измерения обладают большей точностью.

При определении волнистости измеритель прибора базируют
на измеряемую и эталонную поверхность или на ось контролиру-
емой детали.

При базировании на измеряемую поверхность исключается
погрешность установки детали, но в волнограмму вносятся иска-
жения, зависящие от схемы расположения измерителя и опорных
38
а)	5)	в)

3)

точек, конфигурации и размера опор, характера измеряемой
волнистости, эксцентриситета и овальности измеряемой де-
тали.

Эти приборы рекомендуются для ориентировочных измерений
волнистости после черновых операций. '	,

Приборы, базирующиеся на плоскую (см. рис. 2.4, а) или
цилиндрическую (см. рис. 2.4, б, в) поверхность, состоят из опоры
в виде плиты 1, части кольца (рис. 2.4, б) или призмы
(рис. 2.4, в) и индикатора 2. Приборы со стационарной призмой
называются трехконтактными, они просты по конструкции, вы-
сокопроизводительны. В профилографах-профилометрах 201 и 202
(завод-изготовитель «Калибр», см. рис. 2.4, г) в качестве базы
измерения применен эталон прямолинейности в виде пластины ./
из металла или1 стекла. Измеритель 2, перемещаясь по направля-
ющим 3, щупом контактирует с измеряемой поверхностью, а на-
конечником 4 с пластиной 1, фиксируя профиль волнистости
относительно базы — пластины 1. Точность измерения этими
приборами выше, чем приборами с базированием на измеряемую
поверхность, но первые превосходят вторые по сложности.
Схема автоколлиматора ТА-80 и ТА-82 приведена на рис. 2.4, ж
[63]. Луч света от источника / через конденсор 2, разделитель-
ную пластину <3, сетку 4, объектив 5 попадает на зеркало 6, свя-
занное со щупом 7, отражается через второй объектив 8 и, про-
ходя через щель в пластине 9, попадает на фотоэлемент 10, вклю-
ченный в записывающий блок 11. Преимуществом таких приборов
является возможность измерения волнистости на поверхностях
значительной протяженности (несколько метров).

Приборы для измерения волнистости с базированием в цен-
трах (см. рис. 2.4, е) просты, но имеют низкую точность измере-
ния. Погрешность измерения в этом случае обусловливается
погрешностями формы поперечного сечения центров 1, центровых
отверстий детали 2, погрешностями системы деталь — центр —
измеритель. Аналогично измеряют волнистость втулок и колец,
надеваемых на оправку. Для повышения точности измеритель
устанавливают на эталонные поверхности.

На рис. 2.4, д приведена схема прибора с вращающимся
измерителем. Преимущество ее — малая и практически постоянная
нагрузка на' вращающийся шпиндель, недостаток — ограничен-
ность измерения удаленных сечений детали, например, валов.
Шире возможности измерения вращающейся детали, но масса
детали ограничена.

Оптический волномер основан на интерференции света
(см. рис. 2.4, з). От источника 1 луч света через линзу 2, полу-
прозрачную пластину <3, отражаясь от зеркала 7, падает на эта-
лонный конус 4 и измеряемую поверхность 5, отражаясь от кото-
рой, попадает в окуляр о. Расщепленная часть луча интерферирует
с отраженной. Форма интерференционных колец тем больше будет
отличаться от окружности, чем больше волнистость контролиру-
емой поверхности втулки. Приборы универсальны, обладают
высокой точностью, но эффективны при контроле поверхностей
с высокой отражательной способностью.

Для измерения волнистости после чистовых и доводочных
операций следует применять кругломеры как наиболее точные
приборы, а после черновой и получистовой обработки —, приборы
с базированием на центра и измеряемую поверхность. Длина
участка измерения определяет объем информации о волнистости,
трудоемкость контроля, размер и тип прибора. Полный спектр
волнистости получают измерением всей длины поверхности, как
например, при контроле поперечного сечения поверхностей вра-
щения.

Волнограммы на кругломерах записывают на электротерми-
ческую бумагу в виде диаграммного диска диаметром 114 ...
178 мм, шириной зоны записи 28 ... 50 мм. Некоторые кругломеры
имеют устройство для записи профилограмм в прямолинейной
системе координат, позволяющее контролировать волнистость
плоскостей. Методика расшифровки и анализа волнограмм при-
ведена в работе [63].
Влияние волнистости на параметры поверхностного слоя и
эксплуатационные свойства. Образование волнистости в процессе
обработки заготовки оказывает влияние на силу резания и тем-
пературу в зоне контакта инструмента и заготовки. Например,
при шлифовании алмазным кругом АСО 80/63 Б1100 заготовок
из стали 45 увеличение биения круга на 20 мкм повышает во
впадине волны составляющие силы резания на 22 ... 30 % и
контактную температуру на 180 ... 200 °С, т. е. на 23 ... 26 %
[63]. Наибольшее увеличение температуры происходит во впадине
волны. Характер изменения температуры и толщины срезаемого
слоя в первом приближении совпадают.

Процесс волнообразования, характеризующийся периодиче-
ским изменением силы и температуры в зоне резания, сопрово-
ждается неоднородностью изменения параметров И свойств по-
верхностного слоя детали.

Шероховатость волнистой поверхности во впадинах больше,
чем на вершинах. При круглом шлифовании шероховатость во
впадинах на 20 ... 30 % больше, чем на вершинах [84]. Неодно-
родность шероховатости с течением времени обработки увеличи-
вается. Увеличение шероховатости во впадине волны оказывает
влияние на аэро- и гидродинамические свойства поверхности,
коррозионную стойкость, сопротивление усталости. Уменьшение
шероховатости на вершинах волн повышает износостойкость
и контактную жесткость поверхности сопрягаемых деталей.

Микротвердость волнистого поверхностного слоя после меха-
нической обработки также неоднородна. Шаг неоднородности
соответствует шагу волны. Наибольшие увеличения микротвер-
дости и ее неоднородность наблюдаются во впадине. Наличие
волнистости на поверхности влияет на величину и характер
распределения остаточных напряжений в поверхностном слое.
С ростом высоты волны увеличивается глубина залегания и аб-
солютная величина сжимающих остаточных напряжений, а глу-
бина и величина растягивающих напряжений снижаются. 

Неоднородность физико-химических свойств поверхностного
слоя влияет на эксплуатационные свойства детали больше, чем
волнистость. Волнистость поверхности оказывает существенное
влияние на несущую способность деталей машин.

Волнистость снижает схватывание трущихся, поверхностей.
Впадины «аккумулируют» смазочный материал, и время до на-
ступления схватывания увеличивается по сравнению со временем
до схватывания трущихся поверхностей без смазочного мате-
риала. Так, образцы без волнистости со смазочным материалом
(закаленная сталь У10, На = 0,6 мкм) работали до наступления
схватывания 11 мин, а образцы с волнистостью высотой волны
10 мкм — 23 мин. Время наступления схватывания без смазочного
материала было соответственно 2 мин и 40 с [84].

В большинстве случаев волнистость поверхности ухудшает
физико-химическое состояние поверхностного слоя, а следова-
тельно, и эксплуатационные свойства деталей и узлов машины:
снижает точность посадки, отражательную способность поверх-
ности, герметичность сопрягаемых поверхностей.

Основным источником образования волнистости при механиче-
ской обработке является вибрация системы станок—приспособле-
ние—инструмент—заготовка, поэтому для снижения волнистости
следует применять станки высокой точности и обеспечивать
надежную их виброизоляцию. Существенное влияние на волни-
стость поверхности оказывают технологическая наследственность,
метод обработки, точность установки детали, точность режущего
инструмента и режимы обработки.

Параметры шероховатости. Шероховатость поверхности при-
нято определять по ее профилю, который представляет собой ли-
нию пересечения поверхности плоскостью, перпендикулярной
к направлению неровностей. При этом профиль рассматривается
на длине базовой линии, относительно которой определяются
и оцениваются параметры шероховатости поверхности. В реко-
мендации 180 приняты две системы отсчета высот неровностей:
системы Ми Е. В системе М отсчет высот неровностей произво-
дится от средней линии профиля, а в системе Е отсчет высот не-
ровностей производится от огибающей линии неровностей по-
верхности, Систему Е наряду с системой М используют для начала
отсчета параметров неровностей в стандартах ГДР, ФРГ, Швей-
царии и др. стран.

В СССР при стандартизации шероховатости поверхности за
основу принята система отсчета М, в которой при определении па-
раметров профиля отсчет высот неровностей производится от
средней линии профиля. Средняя линия профиля — это базовая
линия, имеющая форму номинального профиля и делящая реаль-
ный профиль так, что в пределах базовой длины сумма квадратов
отклонений профиля от этой линии минимальна.

Базовой длиной I называют длину базовой линии, используе-
мой для выделения неровностей, характеризующих шерохова-
тость поверхности, а длину поверхности, на которой оценивается
значение параметров шероховатости, называют длиной оценки Ь.
Она может содержать одну или несколько базовых длин I.

Линию, эквидистантную средней линии и проходящую через
высшую точку профиля в пределах базовой линии, принято назы-
вать линией выступов профиля. Линию, эквидистантную средней
линии профиля и проходящую через низшую точку профиля в пре-
делах базовой линии, называют линией впадин профиля.

• , Для нормирования и оценки шероховатости поверхности из-
вестно около 30 параметров. Основные из них приведены на рис. 2.5.

Расстояние между линией выступов и линией впадин профиля
в пределах базовой длины представляет собой наибольшую вы-
соту неровностей профиля

Расстояние от средней линии профиля до высшей точки вы-
ступа называется высотой выступа профиля ур, а расстояние от
42
Рис. 2.5. Профиль шероховатости поверхности и его параметры

средней линии профиля до низшей точки впадины — глубиной
впадины профиля ув.

Значительное распространение для оценки шероховатости по-
верхности деталей в машиностроении получили такие параметры,
как высота неровностей профиля по десяти точкам Кг, среднее
арифметическое Ка и среднее квадратическое Я? отклонения
профиля.

Высота неровностей профиля по десяти точкам Яг определяется
как среднее расстояние между находящимися в пределах базовой
длины высот пяти наибольших выступов урт1 и глубин пяти наи-
больших впадин профиля г/опг.:

(2.3)

где УРт} — высота г-го наибольшего выступа профиля; у^ —
глубина 1-й наибольшей впадины профиля.

Среднее арифметическое отклонение профиля Ка — среднее
арифметическое абсолютных значений отклонений профиля в пре-
делах базовой длины /:

1

Ка^-^\\у{х)\ах	(2.4)

о

или приближенно

(2'5)

1^.1

где у1 — отклонение профиля, определяющее расстояние между
точкой реального профиля и средней линией профиля; —- число
выбранных точек на базовой длине. .
Среднее квадратическое отклонение профиля определяется
как квадратный корень из квадрата средних значений отклонения
профиля в пределах базовой длины:

Я<7 =



(2.6)

или приближенно

<=1

(2.7)

Длина отрезка средней линии профиля, содержащая выступ про-
филя и сопряженную с ним впадину профиля, называется шагом
неровностей профиля.

Средний шаг неровностей профиля 8т — это среднее значе-
ние шага неровностей профиля в пределах базовой длины:

(2.8)

где п3 — число шагов в пределах базовой длины.

Шагом местных выступов профиля называется длина отрезка
средней линии между проекциями на нее двух наивысших точек
соседних местных выступов профиля. Средним шагом местных
выступов профиля 5 называется среднее значение шагов местных
выступов профиля (по вершинам выступов) в пределах базовой
длины

(2.9)

где	— число шагов неровностей профиля по вершинам в пре-

делах базовой длины.

Длина профиля Ьо —- это длина, получающаяся, если все вы-
ступы и впадины профиля, находящиеся в пределах базовой
длины, вытянуть в прямую линию.

Относительная длина профиля /0 —• это отношение длины
профиля Ьа к базовой длине I:

10 = Ьо/1. .	(2.10)

На многие эксплуатационные свойства деталей (износостой-
кость, контактную жесткость и др.) большое влияние оказывает
фактическая поверхность соприкосновения детали с сопряженной
деталью узла машины. Эта величина с известным приближением
может быть оценена опорной длиной профиля.

Опорная длина профиля 1Р определяется суммой длин отрез-
ков, отсекаемых на заданном уровне р выступов профиля, линией,
эквидистантной средней линии в пределах базовой длины:

(2.П)

где Ь1 — длина отрезка, отсекаемого на выступе профиля.

Для сопоставления размеров опорных поверхностей, обра-
ботанных различными методами, удобно пользоваться понятием
относительной опорной длины профиля 1Р, определяемой отно-
шением опорной длины профиля к базовой длине

I	п‘

^=-^-юо% =4-2^100%-	(2Л2)

1=1

Приведенные термины и определения основных понятий по
шероховатости поверхности соответствуют ГОСТ 25142—82 и
ГОСТ 2789—73. ГОСТ 2789—73 устанавливает требования к ше-
роховатости поверхности детали независимо от метода ее полу-
чения или обработки (литьем, прессованием, резанием, электро-
физической обработкой и др.).

Для количественной оценки и нормирования шероховатости
поверхностей стандарт устанавливает шесть параметров: три
высотных (Яа, Яг, Яшах). Два шаговых (8т, 8) и параметр отно-
сительной опорной длины профиля (1р). Численные значения
высотных и шаговых параметров приведены в ГОСТ 2789—73.

Относительную опорную длину профиля выбирают из ряда:
10, 15, 20, 25, 30, 40, 50, 60, 70, 80, 90 %. Численные значения
уровня сечения профиля р от Яшах выбирают из ряда: 5, 10, 15,
20, 25, 30, 40, 50, 60, 70, 80, 90 %.

Кроме количественных параметров, ранее рассмотренных,
ГОСТ 2789—73 устанавливает типы направлений неровностей
поверхности и условные обозначения их на чертежах.
ГОСТ 2789—73 не распространяется на шероховатость ворсистых
поверхностей, например, на шероховатость деталей из фетра.
Шероховатость оптических деталей регламентируется
ГОСТ 11141—84, а древесины — ГОСТ 7016—82.

,В соответствии с ГОСТ 2789—73 и ГОСТ 2.309—73 шерохо-
ватость поверхности на чертеже детали указывают в виде число-
вого значения (наибольшего, номинального или диапазона зна-
чений) параметра и значений базовой длины, на которой проис-
ходит определение параметра. При необходимости конструктор
может дополнительно устанавливать требования к направлению
неровностей поверхности, к методу или последовательности мето-
дов обработки и к методу измерения шероховатости (рис. 2.6).
Параметр (параметры) Вид обработки
шероховатости поверхности и (или)
по ГОСТ 2783-73

другие дополнитель-
ные указания

Полка знака

^Базовая длина
I по ГОСТ2783-73

Неладные
обозначения
направления
неровностей

77777777777777777777777

Рис. 2.6. Структура обозначения
роховатости на чертежах

ше-

Согласно ГОСТ 2.309—73
для обозначения шероховатости
поверхности на чертеже детали,
в зависимости от метода ее об-
разования, применяют следу-
ющие знаки:

\/ — метод образования

поверхности не устанавливается
(основной знак);

— шероховатость по-
верхности образована снятием
припуска на обработку (точе-
нием, фрезерованием, сверле-
нием, шлифованием, полирова-
нием, травлением, ЭХО ит. п.);

V — шероховатость поверхности образована без снятия
припуска на обработку (литьем, ковкой, прокатом, прессованием,
волочением и т. п.).

На чертеже детали значение параметра шероховатости Яа
указывают без символа, например, 0,5; для остальных параме-
тров — после соответствующего символа, например: 7?гаах 0,5;

25; Зт 0,50; 5 0,025; 130 — 70 (относительная опорная длина
профиля 1Р = 70 % при уровне сечения профиля р = 50 %).

Если необходимо нормировать требования к шероховатости
поверхности с указанием диапазона значений параметра, в обо-
значении шероховатости приводят пределы значений диапазона,
размещая их в две строки, например:	(%а от 1,00 до 0,63);

/?г (Иг = 0,80 ... 0,32); 7?тах	(#тах = 0,80 ... 0,32);

4« = 80 ± 10 % (при р = 50 %,	= 90 ... 70 %).

Имеющиеся на поверхности детали отдельные дефекты (рако-
вины, вмятины, царапины и т. п.) при измерении шероховатости
не учитываются.

Методы и средства измерения шероховатости поверхности.
Оценка шероховатости поверхности может осуществляться ка-
чественными и количественными методами. Качественные методы
оценки основаны на сравнении обработанной поверхности с об-
разцами шероховатости поверхности. Количественные методы
оценки основаны на измерении микронеровностей специальными
приборами.

Качественные методы оценки шерохова-
тости поверхности. Контроль шероховатости поверхно-
сти путем сравнения со стандартными образцами (ГОСТ 9378—75)
или с аттестованной деталью прост и широко распространен
в практике. При этом контроле сравнивают шероховатость по-
9

Рис. 2.7. Оптическая схема микроскопа
сравнения

верхности проверяемой де-
тали с поверхностью образ-
ца, изготовленного из того
же материала и обработан-
ного аналогичным способом.
Сравнение производят визу-
ально невооруженным гла-
зом или осязанием, проводя
ногтем поперек следов обра-
ботки. Этот метод обеспечи-
вает оценку параметра шеро-
ховатости поверхности до
На — 5 ... 0,63 мкм.

Для более чистых по-
верхностей с шероховатостью
= 0,32 ... 0,08 мкм сли-
чение микронеровностей про-
веряемой детали с эталоном
производят с помощью специ-
альных микроскопов срав-
нения.

Оптическая схема микро-
скопа сравнения ЛИТМО по-
казана на рис. 2.7. Луч света от источника / проходит через освети-
тельные линзы 2 к светоделительному кубику 5. Один луч (пучок)
проходит, не изменяя своего направления, через объектив 4,
диафрагму 5, отражается от поверхности эталонного образца 6,
снова проходит диафрагму 5 и объектив 4, отражается в кубике 3
и проходит через окуляр 7. Другой луч (пучок), отразившись
в кубике 3, проходит через объектив 8, диафрагму 7 и, отразившись
от проверяемой поверхности детали 9, снова проходит диафрагму 7,
объектив 8, кубик 3 и окуляр 10. Диафрагмы 5 и 7 установлены
так, что одна из них закрывает правую половину поля зрения
микроскопа, а другая — левую половину. Таким образом, в оку-
ляр микроскопа можно наблюдать одновременно проверяемую
поверхность детали и поверхность эталонного образца, располо-
женные рядом, что значительно облегчает их сравнение. Микро-
скоп сравнения ЛИТМО имеет увеличение 70х и поле зрения
1,7 мм. Он обеспечивает надежную оценку шероховатости поверх-
ностей до На = 0,04 ... 0,02 мкм и может быть применен для
цехового контроля.

Микроскопы сравнения других типов имеют сменные объек-
тивы и окуляры, позволяющие изменять увеличение в пределах
15 ... 200 раз.

Количественные методы измерения ше-
роховатости поверхности. Шероховатость поверх-
ности деталей измеряют бесконтактными и контактными мето-
дами.
1

ЩЖШЖЖ

Рис. 2.8. Измерение шеро-
ховатости поверхности ме-
тодом светового сечения:
а — схема светового сечения;
б — оптическая схема двой-
ного микроскопа МИС-11;
в — общий вид двойного ми-
кроскопа МИС-11

Наибольшее распространение для бесконтактных намерений
шероховатости получили оптические приборы светового сечения
(ПСС) и с применением интерференции света (МИИ)..

Метод светового сечения профиля неровностей поверхности
был впервые предложен в 1929 г. академиком В. П. Линником.
Сущность метода заключается в следующем. При освещении про-
веряемой поверхности наклонным плоским пучком лучей,
(рис. 2.8, а) на поверхности образуется узкая освещенная по-
лоска, которая представляет собой след пересечения измеряемой
поверхности плоскостью светового потока. Так как проверяемая
поверхность имеет неровности, то линия пересечения плоскости
светового пучка проверяемой поверхности является кривой, сле-
дующей по всем поверхностным неровностям, попавшим в сече-
ние. Рассматривая освещенную полоску под некоторым углом
48
наклона к проверяемой поверхности, можно, измерив ее отклоне-
ние от прямолинейности, определить величину поверхностных
неровностей.

Приборы, построенные по этому принципу, называются двой-
ными микроскопами: микроскопы МИС-11 системы В. П. Линника,
микроскопы ПСС.

Прибор МИС-11 представляет собой систему из двух микроско-
пов: проектирующего (его иногда называют осветительным) и
микроскопа наблюдения. Оптическая схема прибора показана
на рис. 2.8, б. Проектирующий микроскоп состоит из лампочки 9,
защитного стекла 8, двухлинзового коллектора 7, цилиндриче-
ской щели 6 (ширина 0,1 мм, длина 7 мм), зеленого свето-
фильтра .5, ахроматических линз 4 и 2, сменного объектива <?.
Микроскоп наблюдения световой полосы на измеряемой поверх-
ности детали состоит из окулярного винтового микрометра /
и дополнительной линзы 2. В обоих микроскопах применяются
парные объективы 3. К прибору МИС-11 прилагаются четыре
пары сменных объективов с различным фокусным расстоянием.

Внешний вид прибора МИС-’ I показан на рис. 2.8, в. Он имеет
основание 7, в котором закреплена колонка /, На колонке с по-
мощью гайки 4 перемещается кронштейн 2. На вертикальных
направляющих кронштейна находится корпус 5, в котором закреп-
лен микроскоп 3 и осветительный тубус 9. Проверяемые детали
устанавливаются на столе 6 Так как оптические оси микроскопа
и осветителя наклонены под углом 45’’ к проверяемой поверхности,
то высота микронеровностей увеличивается в 1,41 раза больше,
чем их тог.

Высоты неровностей измеряют с помощью окулярного микро-
метра высоты пяти выступов и впадин профиля. Значение пара-
метра вычисляют по формуле

Ех — -тг-1(61 I- .	+ /?9) — (Л2	^4 + ^9 + &в Ч~ Л1Й)]. (2.13)

где Л.- Л».	— высоты выступов; Л4, И,., И8, Н10 — вы-

соты впадин неровностей; с — цена деления окулярного микро-
метра

с — па!2к,	(2.14)

где п  число делений шкалы объект-микрометр а; а — цена
деления об'ы’кт-микрометра *; к — соответствующее ему число
делений барабана окулярного микрометра.

Приборы светового сечения позволяют измерять шерохова-
тость поверхности до 0,63 мкм.

Шероховатость поверхности измеряют также методом интер-
ференции света. Интерференцией называется явление сложения

* Объект-микрометр (стеклянная пластина с нанесенной на ней точной шка-
лой) устанавливается на стол микроскопа для сличения со шкалой окулярного
микрометра.
двух или нескольких когерентных колебаний, поляризованных
по одному направлению; при этом интенсивность результирую-
щего колебания отличается от суммы интенсивностей состав-
ляющих.

Колебания когерентны в том случае, если они имеют одинако-
вый период (одинаковую длину волны) и постоянную разность
фаз. Образовавшаяся в результате сложения двух когерентных
волн результирующая волна имеет тот же период, что и слагаемые
колебания, и отличается одна от другой амплитудой и фазой.
Если колебания обеих волн расположены в одной плоскости, то
в зависимости от разности фаз волны с одинаковой амплитудой
при взаимодействии либо усилятся, либо ослабятся или даже
совсем уничтожатся, так как расстояние отдельной колеблющейся
точки от положения равновесия равно сумме положительных или
отрицательных расстояний обеих составляющих.

В интерференционных приборах используются источники света,
в которых излучение возникает в результате термического воз-
буждения атомов и молекул. Каждый центр такого источника
света излучает серию когерентных волн определенной длины,
причем волны, выходящие из различных центров источников, как
правило, некогерентны, имеют'различную длину волны и их
колебания совершаются во всех плоскостях.

Для получения в интерферометрах двух когерентных групп
волн пучок лучей разделяют на два пучка. При этом должно со-
блюдаться следующее условие. Оба пучка света должны исходить
из одной и той же точки источника света; длина хода всех лучей
от точки их расхождения до точки их соединения должна быть
одинаковой. Полученные таким образом два когерентных пучка
света находятся в таком состоянии, когда при определенной раз-
ности хода возникает явление интерференции. Если разность хода
равна половине длины волны или нечетному числу половин длин
волн, т. е. у, у X, у X, то колебания погасят друг друга.
При разности хода, равной длине волны или целому числу длин
волн, т. е. X, 2Х, ЗА., колебания усилят друг друга и интенсивность
света удвоится. Интерференционная картина наиболее контрастна
при разностях хода, близких к нулю, и исчезает при разности
хода, равной длине волновой группы.

Применяемые в нашей промышленности интерференционные
микроскопы для измерения шероховатости поверхности построены
по принципу двухлучевой интерференции и называются двух-
лучевыми интерферометрами.

Интерференционный метод измерения шероховатости поверх-
ности впервые был применен В. П. Линником. Сущность микро-
интерференционного устройства заключается в том, что объект
рассматривается в микроскопе и одновременно на изображение
проверяемой поверхности накладываются интерференционные по-
лосы, по искривлению которых судят о распределении неровно-
50
Рис. 2.9. Оптическая схема м^кроинтерфероме-
тра МИИ-4

стей. При этом сама по-
верхность участвует
в образовании интер-
ференционной картины.

Для измерения па-
раметра шероховатости
поверхности в пределах
0,8 ... 0,03 мкм приме-
няют микроинтерферо-
метры МИИ-4, МИИ-5,
МИИ-9, МИИ-10 и
МИИ-12.

Ми кроинтерферо-
метр МИИ-4—-двух-
объективный прибор,
предназначен для визу-
альной оценки, измере-
ния и фотографирова-
ния высоты неровностей
тонко обработанных на-
ружных поверхностей
деталей (рис. 2.9).

Проверяемая по-
верхность ' освещается
белым и монохромати-
ческим светом. Увели-

чение при визуальном наблюдении 500х, при фотографировании
290х, поле зрения 0,32 мм.

Оптическая схема микроинтерферометра МИИ-4 приведена на
рис. 2.9. Луч света / проектируется конденсором 2, между
линзами которого установлен светофильтр, в плоскость аппер-
турной диафрагмы 3. Объектив 5 через полупрозрачную плоско-
параллельную пластину 8 проектирует изображение диафрагмы 3
на плоскость зрачков входа двух одинаковых микрообъективов 7
и 10, а изображение диафрагмы 4 — в бесконечность. Объективы 7
и 10 проектируют вторичные изображения диафрагмы 4 на про-
веряемую поверхность 6 и на плоское зеркало 11. Для уравнива-
ния длины хода в стекле обоих интерферирующих пучков лучей
служит плоскопараллельная пластина 9. Отраженные от зер-
кала 11 и проверяемой поверхности 6 пучки лучей снова про-
ходят микрообъективы 7 и 10 и с помощью полупрозрачной пла-
стины 8 направляются на объектив 13, который дает в фокальной
плоскости окуляра 12 изображение проверяемой поверхности
и систему интерференционных полос на ней, возникающих в тех
местах поверхности, где разность хода двух интерферирующих
пучков лучей равна целому числу полуволн.

Каждая интерференционная полоса соединяет точки поверх-
ности с одинаковой разностью хода интерферирующих лучей.
Если бы контролируемая поверхность была идеально плоской и
гладкой, то на ней возникли бы прямые параллельные интерфе-
ренционные полосы. Наличие на поверхности микронеровностей
вызывает изменение хода лучей и искривление полос. Интерфе-
ренционные полосы воспроизводят микропрофиль контролируе-
мого участка поверхности с большим увеличением. Высоту не-
ровностей определяют измерением винтовым окулярным микро-
метром. Наблюдаемая в окуляр интерференционная картина
может быть сфотографирована с помощью объектива 15. Лучи,
прошедшие через объектив 15, отражаются от зеркала 17 и фор-
мируют действительное изображение в плоскости 16. Зеркало 14
при этом выводят из оптической системы.

Микроинтерферометр МИИ-9 —- однообъективный двухлуче-
вой интерференционный микроскоп. Пределы измерений шеро-
ховатости поверхности Иг = 0,8 ... 0,2 мкм; увеличение при
визуальном наблюдении 500х, при фотографировании 125*; поле
зрения 0,35 мм. Прибор работает в белом и монохроматическом
свете. Наименьшая высота неровностей, которую можно изме-
рить на приборе, составляет 0,026 мкм. Прибор отличается от
МИИ-4 более резкой и яркой интерференционной картиной.

Микроинтерферометр МИИ-10 отличается от предыдущих мо-
делей тем, что на нем дополнительно можно производить измере-
ния микронеровностей иммерсионно-репликовым методом в моно-
хроматическом свете. На этом микроинтерферометре контроли-
руют не проверяемую поверхность, а ее отпечаток (реплику)
на прозрачной пленке.

Сочетание иммерсионно-репликового метода с двухлучевой
интерференцией позволяет измерять шероховатость поверхности
Яг = 20 ...0,2мкм. Этим способом можно измерить шероховатость
внутренних и труднодоступных участков поверхности деталей.

Цена деления интерференционной полосы определяется зави-
симостью

где X — длина волны света, мкм; п2; пх —- показатели преломле-
ния пленки и иммерсионной жидкости.

Соответствующим подбором иммерсионной жидкости, входя-
щей в комплект приборов, можно получить цену деления интер-
ференционной полосы 10 мкм и более. Например, если X =
= 0,589 мкм (для желтой линии), га, = 1,449 (для силиконового
масла), п2 = 1,506 (для кинопленки), то с — 5,2 мкм.

Микроинтерферометр МИИ-12 предназначен для измерения
шероховатости поверхностей с произвольным расположением не-
ровностей. Пределы измерения высот неровностей = 0,8 ...
0,03 мкм. Длина обрабатываемого участка заготовки 0,25 мм.

В приборе используется специальная спектральная насадка,
устанавливаемая вместо окуляра. Это позволяет из общего изобра-
52
жения измеряемой поверхности выделить узкий участок, который
затем развертывается в спектр. В поле зрения прибора наблю-
дается как бы серия профилограмм, записанных в разных масшта-
бах, уменьшающихся от фиолетовой полосы к красной.

Для определения шероховатости поверхности наибольшее
распространение нашли щуповые приборы. Контактно-щуповые
приборы работают по методу ощупывания проверяемой поверх-
ности алмазной иглой, их называют также щуповыми приборами.
К этой группе приборов относятся: профилометры, непосред-
ственно показывающие среднее арифметическое отклонение про-
филя поверхности Да, и профилографы, записывающие профиль
поверхности.

Алмазные иглы к профилометрам и профилографам имеют
коническую форму с закруглением' при вершине. Радиусы за-
кругления иглы должны быть 10+2 мкм, для профилографов
повышенной точности допускается применение игл с г = 2+2 мкм.
Небольшое осевое перемещение иглы можно увеличить механи-
ческим (механические профилографы фирмы «Иогансон»), оптико-
механическим (оптико-механические профилографы К. Л. Аммона
и Б. М. Левина) или электромеханическим рычагом (профило-
графы и профилометры завода «Калибр»),

Профилографы электромеханического типа более точны и
удобны в работе. Все щуповые электромеханические профило-
метры и профилографы различают по принципу работы датчика.
Существуют следующие профилометры и профилографы:

электродинамические — у которых игла жестко связана ё ка-
тушкой, колеблющейся в поле постоянного магнита (профилометр
Аббота, профилометр Киселева КВ7, ПЧ-2 и др.);

индуктивные — у которых якорь жестко связан с иглой и пе-
ремещается относительно неподвижных катушек (профилометр—
профилограф «Калибр-ВЭИ», «Тейлор—Гобсон» (Англия) и др.);

электронные — представляющие собой электронную лампу
(механотрон) с неподвижным электродом (обычно анодом), на
выведенном из баллона конце которого укреплена игла (профило-
метр мод. 253 завода «Калибр»);

пьезоэлектрические — у которых в качестве чувствительного
элемента используется пьезокристалл (сегнетова соль или тита-
нат бария); профилометр ДБ, «Филипс» (Голландия), «Брюэль
и Кьер» (Дания).

Отечественная промышленность выпускает следующие щупо-
вые приборы: профилографы-профилометры мод. 201, 202, 252
и профилометры мод. 240 и 253.

Все профилографы и профилометры можно подразделить на
профилографы высокой точности с погрешностью передаточного
отношения до ±5 % и средней точности с погрешностью переда-
точного отношения до ±10 %; профилометры высокой точности
с погрешностью передаточного отношения до ±7 % и с погреш-
ностью показаний до ±10 %; средней точности с погрешностью
передаточного отношения до ±10 % и погрешностью показаний
до ±16 %; ограниченной точности с погрешностью передаточного
отношения до ±16 % и погрешностью показаний до 25 %.

Под передаточным отношением понимается отношение показа-
ния прибора (профилометра или профилографа), отсчитанного
по шкале или взятого по профилограмме, к значению задаваемых
игле перемещений, выраженных соответствующим параметром
шероховатости.

Погрешность передаточного отношения профилометра бп вы-
числяют по формуле бп —	'» рДе ~~~ показания профи-

лометра; На' — среднее арифметическое значение задаваемых
игле перемещений.

Под погрешностью показаний профилометра понимается раз-
ность между показаниями прибора на исходном образце с регу-
лярным профилем и действительным значением параметра Йа
шероховатости образца. Погрешность, %, показаний профило-
метра б вычисляют по формуле

б =	Ю0,	(2.16)

где — значение, определенное по показаниям прибора; Яа0 —
истинное значение параметра.

Измерение шероховатости поверхности до Яа ~ 5 ... 0,04 мкм
производится по параметру Яа. Для Яа — 5 ... 0,01 мкм произ-
водится также запись неровностей в виде профилограммы, по
которой можно определить числовые значения параметров Кг, Ка
и других.

Измерение параметров шероховатости поверх-
ности методом слепков. Метод слепков применяют для
оценки шероховатости поверхностей, у которых невозможно опреде-
лить с помощью приборов (детали больших размеров, внутрен-
ние поверхности в глубоких отверстиях, каналах и другие трудно-
доступные поверхности). Сущность метода состоит в том, что
специально приготовленную массу с силой прикладывают к измеря-
емой поверхности. После застывания масса легко отделяется от
поверхности, на на поверхности слепка повторяются неровности,
имеющиеся на исследуемой поверхности. Измерив шероховатость
поверхности слепка, можно определить параметры шероховатости
проверяемой поверхности.

Слепки можно изготовлять из целлулоида, легкоплавких
сплавов, воска, цапон-лака, парафина, серы, гипса-хромпика,
масляной гуттаперчи и др. Наилучшую воспроизводимость дают
слепки из масляной гуттаперчи и воска. Масляная гуттаперча
при нагревании ее-до 89...90°С становится пластичной, что
позволяет получить форму тончайших контуров поверхности.
Исходными материалами для изготовления массы являются:
гуттаперча — 45 %, минеральное масло (трансформаторное) —
54
Рис. 2.10. Изменение шерохо-
ватости поверхности от скорости
и подачи при точении:

а — сталь ХВГ; б — сталь
18ХН24ВА; I -	85 м/мнн; 2 —

© ™ 130 м/мин

35 %, нефтяной битум
марки У 20 % (приме-
няют как связующий ма-
териал).

Влияние методов и ре-
жимов обработки на ше-

роховатость поверхности.

На шероховатость поверхности оказывают влияние многие
факторы: режимы резания, геометрия инструмента и его износ,
СОЖ, жесткость и вибрации системы станок—приспособле-
ние—инструмент—деталь; физико-химические свойства материа-
лов детали и режущего инструмента. Эти же факторы определяют
механотермическое и химическое воздействия на металл в зоне
резания, а следовательно, и степень деформации в ней. Таким об-
разом, зная зависимость шероховатости от технологических фак-
торов, можно прогнозировать и технологически обеспечивать
заданную шероховатость поверхности. Например, с увеличением

подачи в основном возрастает сила резания и повышается тем-
пература контактных поверхностей, при которой увеличивается
износ инструмента, ухудшается шероховатость поверхности. С уве-
личением силы резания пластическое деформирование будет охва-
тывать все большие объемы металла в срезаемом слое и ниже
линии срёза. Увеличение объема пластически деформированного
металла в зоне резания ухудшает шероховатость обработанной
поверхности.

Установлены следующие закономерности влияния отдель-
ных технологических факторов на шероховатость поверх-
ности .

Выбор скорости резания определяется требуемой стойкостью
режущего инструмента и требованиями к точности и шерохова-
тости обрабатываемой поверхности. При обработке заготовок
из обычных конструкционных сталей на низких скоростях реза-
ния, при которых нарост не образуется, получают меньшую
шероховатость; при повышении скорости резания до V = 20 ...
30 м/мин высота микронеровностей возрастает. При таких ско-
ростях наблюдается максимальное образование нароста и его
устойчивость. Дальнейшее повышение скорости резания приво-
дит к уменьшению нароста и высоты неровностей обработанной
поверхности. По данным А. Д. Макарова, в зоне скоростей реза-
ния за пределами образования нароста высота неровностей мала
и дальнейшее повышение скорости резания на нее влияет незна-
чительно (рис. 2.10, а).
2.1.	Шероховатость поверхности и точность после различных
методов обработки

Методы обработки	Значение параметра мкм	Точность по квалитету	
		экономичная	достижимая
Строгание: черновое чистовое	12,5 ... 25  3,2 ... 6,3	12 ... 14  11 ... 13	
Фрезерование:  цилиндрической фрезой:  черновое  чистовое  торцевой фрезой:  черновое  чистовое	25 ... 50  3,2 ... 6,3  6,3 ... 12,5  3,2 ... 6,3	12 ... 14 И  12 ... 14 11	6  6
Точение с продольной подачей: получистовое чистовое тонкое (алмазное)	6,3 ... 12,5  1,6 ... 3,2  0,4 ... 0,8	12 ... 14  7 ... 9  6	6  5
Сверление: до 15 мм св. 15 мм	6.3 ... 12,5  12,5 ... 25	12 ... 14  12 ... 14	10  10
Зенкерование: черновое чистовое	12,5 ... 25  3,2 ... 6,3'	12 ... 15  10 ... И	8
Растачивание: черновое чистовое тонкое (алмазное)	50 ... 100  1,6 ... 3,2  0,4 ... 0,8	15 ... 17  8 ... 9  7	7  6
Развертывание: получистовое чистовое тонкое	6,3 ... 12,5  1,6 ... 3,2  0,4 ... 0,8	9 ... 10  7 ... 8  7	8  6
Протягивание: получистовое чистовое	6,3  0,8 ... 3,2	8 ... 9  7 ... 8	—
Шлифование круглое плоское:  чистовое  тонкое	0,8 ... 1,6  0,2 ... 0,4	6 ... 8  5 ... 7	Выше 5
Продолжение табл. 2.1

Методы обработка	Значение параметра мкм	Точность по квалитету	
		экономичная	достижимая
Притирка: чистовая тонкая	0,4 ... 3,2  0,1 ... 1,6	6 ... 7  5	
Полирование: обычное тонкое >	0,2 ... 1,6  0,05 ... 0,1	6  5	
Доводка:  средняя  тонкая  отделочная (зеркальная)	0,1 ... 0,2 0,05 0,012 ... 0,025	5 ... 6  5	5 Выше 5
Хонингование	0,05 ... 0,4	6 ... 8	
Суперфиниширование	0,1 ... 0,4	5 и точнее	

Подача является важным параметром режима резания, влияю-
щим на производительность процесса обработки. С увеличением
подачи высота неровностей поверхности возрастает (рис. 2.10, б),
однако, с уменьшением подачи высота неровностей поверхности
снижается не беспредельно. Значения малых подач, зависящие от
величины радиуса режущей кромки г, при которых шерохова-
тость практически остается постоянной, составляют 0,03 ...
0,09 мм/об, поэтому уменьшать подачи ниже нецелесообразно,
так как это будет сопровождаться снижением производительности
и снижением периода стойкости инструмента.

Глубина резания в пределах 0,5 ... 2,0 мм не влияет на высоту
неровностей, так как она слабо влияет на температуру резания,
усадку стружки и геометрические размеры нароста.

Шероховатость поверхности может изменяться вследствие раз-
личия сил адгезии и условий' трения на поверхности контакта,
а также вследствие различной способности инструментов сохра-
нять форму режущей кромки. Различное адгезионное взаимодей-
ствие твердых сплавов с материалом обрабатываемой заготовки
влияет на усадку стружки, коэффициент трения и силы, действую-
щие на заднюю поверхность инструмента.

Имеются теоретические и эмпирические формулы, устанавли-
вающие взаимосвязь того или иного параметра шероховатости
поверхности с основными технологическими факторами.
Шероховатость поверхности при шлифовании снижается
с уменьшением продольной и поперечной подач абразивного круга,
с применением выхаживания и СОЖ. Большое значение имеет
также правильный выбор характеристик абразивного круга —
его зернистости, материала, твердости и структуры связки, ре-
жима и регулярности правки инструмента.

При электрохимической обработке шероховатость поверхности
зависит от плотности тока, состава электролита и величины меж-
электродного зазора.

Значения параметров шероховатости поверхности, получае-
мые после различных методов обработки, приведены в табл. 2.1.

2.2.	ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКОЕ СОСТОЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ

Физико-химическое состояние поверхностного слоя (струк-
тура, фазовый и химический состав) в основном определяют уп-
руго-пластическим деформированием, местным нагревом и хими-
ческим взаимодействием обрабатываемого металла в зоне резания
с материалом режущего инструмента и окружающей средой.

При внедрении режущего инструмента в обрабатываемый
металл волна пластического деформирования, распространяясь
впереди резца, охватывает не только срезаемый слой, но и ме-
талл, расположенный впереди резца и за линией среза (рис. 2.11).,
Режущая кромка- резца не является геометрической линией,
а представляет н'екоторую поверхность, и металл вновь образо-
ванной поверхности у самой режущей кромки подвергается воз-
действию нормальной сжимающей силы и силы трения, действую-
щей в направлении линии среза. Нормальная сила будет вызы-
вать деформацию сжатия, а сила трения — деформацию растяже-
ния поверхностного слоя, прилегающего к задней грани резца. '

Таким образом, в процессе резания поверхностный слой детали
подвергается неоднородной пластической деформации, монотонно
затухающей по глубине.

Деформационное упрочнение поверхностного слоя. Пластиче-
ское деформирование сопровождается структурными изменениями
в металле поверхностного слоя. В кристаллической решетке
резко возрастает количество дислокаций, вакансий и других де-
фектов решетки. Происходит
дробление зерен на фрагменты и
блоки сугловойразориентацией.
Изменяется форма и размеры
зерен, у поверхности они из-
мельчаются и вытягиваются,
ориентируясь в направлении

Рис. 2.11. Схема образования поверх-
ностного слоя при резании:

I — глубина резания: г — радиус кривиз-
ны;, йн — глубина наклепа
силы деформирования (при этом возможно формирование тек-
стуры). -

При/пластическом деформировании около 10 % затраченной
энергии' поглощается металлом, из них 98 % составляет энергия
искажения кристаллической решетки. Внутренняя энергия де-
формированного металла возрастает, материал переходит в не-
равновесное состояние.

Упругопластическое деформирование в процессе механической
обработки изменяет структурно-чувствительные физико-химиче-
ские свойства поверхностного слоя металла по сравнению с исход-
ным его состоянием. В деформированном поверхностном слое
возрастают характеристики сопротивления деформированию; из-
меняются характеристики прочности при длительном статическом
и циклическом нагружении в условиях' высоких температур;
снижаются характеристики пластичности (относительное удлине-
ние и сужение); повышается твердость, хрупкость (уменьшается
ударная вязкость), внутреннее трение; уменьшается плотность.

В результате пластического деформирования металл упроч-
няется. Прирост сопротивления деформированию с увеличением
степени пластической деформации называется деформационным
упрочнением или наклепом.

Дислокационный механизм пластической деформации и про-
цессов упрочнения описан в гл. 1.

В процессе механической обработки в зоне резания возрастает
температура. Температуры (0,25 ... 0,3) Твп вызывают возврат
деформированного металла поверхностного слоя, а температуры
выше 0,4Тм — рекристаллизацию, сопровождаясь частичным или
полным снятием деформационного упрочнения (Твл — темпера-
тура плавления металла).

Таким образом, в процессе обработки резанием в поверхност-
ном слое обрабатываемой заготовки протекают два взаимно
исключающих процесса: деформационное упрочнение и разупроч-
нение. Физическое состояние поверхностного слоя заготовки
определяется соотношением интенсивности и скорости этих про-
цессов.

В зависимости от интенсивности и продолжительности меха-
нотермического воздействия на металл поверхностного слоя и его
взаимодействия с материалом режущего инструмента и окружаю-
щей средой в поверхностном слое могут произойти изменения
фазового и химического состава.

В заготовке следует различать поверхностный слой и его на-
ружную часть — граничную зону. Специфичность химических,
физических и энергетических условий тонкой граничной зоны
резко выделяет эту часть поверхностного слоя.

. Поверхность твердого тела по сравнению с его внутренним
строением имеет ряд особенностей. Любой атом, расположенный
внутри твердого тела с идеальной кристаллической решеткой,
находится в состоянии подвижного устойчивого равновесия,
поскольку для него по всем направлениям интенсивность силового
поля одинакова. В ином положении оказываются атомы, которые
находятся у поверхности: они имеют только односторонние свя-
зи— в объем тела, поэтому металл в граничной зоне находится
в нестабильном состоянии. Атомы этой зоны имеют избыточную
энергию по сравнению с атомами, находящимися в объеме.

Поверхность металла обладает повышенной химической ак-
тивностью и в реальных условиях неизбежно адсорбирует атомы
элементов окружающей среды, покрываясь слоями адсорбиро-
ванных газов, паров воды и жиров. Слой жира достигает не-
скольких сот микрон, пленка сконденсированных водяных паров
составляет 50 ... 100 слоев молекул. Жировые пленки прочно
связаны с поверхностью металла и не удаляются обычными меха-
ническими и химическими средствами. После промывки деталей
керосином и бензином на поверхности остается слой жиров
в 1 ... 5 мкм. Очень тщательной очисткой можно довести толщину
слоя жиров до 0,1 ... 0,001 мкм (примерно 100 ... 10 рядов моле-
кул). Воздействие внешней среды; приводит к образованию на^
поверхности металла различных; соединений, прежде всего раз-
личных оксидов, которые быстро возникают в результате влияния
атмосферного кислорода. Толщина наружной пленки в окисляю-
щихся металлах равна примерно 2-10~8 ... 1 • 10~8 м (10 ... 20 слоев
молекул). Например, оксидная пленка стали равна 1-Ю-8...
2-Ю-8 м, алюминия 1-Ю-8... 1,5-10-8 м.

В результате диффузии в поверхностном слое могут возникнуть
химические соединения основного материала с проникающими
извне веществами. Диффузионная подвижность атомов может
привести к перераспределению концентрации легирующих эле-
ментов в поверхностном слое (обезуглероживание в сталях,
обеднение хромом и алюминием в жаропрочных никелевых спла-
вах при высоких температурах и др.).

Химико-физическое взаимодействие поверхности металла с ок-
ружающей средой на отдельных ее участках неравномерно вслед-
ствие его поликристаллической структуры и гетерогенности.
Значительное влияние на физико-химическую активность отдель-
ных поверхностных зерен оказывает величина их остаточных
напряжений (микронапряжений), степень пластической дефор-
мации и др.

Адсорбция поверхностно-активных веществ (ПАВ) на поверх-
ности металлов приводит к снижению их прочности (эффект Ре-
биндера). При пластическом деформировании выход дислокаций
на поверхность кристаллов приводит к увеличению ее площади
вследствие образования ступеней (см. рис. 1.5 и 1.6). Поэтому
такие дислокации должны иметь дополнительную энергию, за-
трачиваемую на повышение поверхностного потенциала металла.
Адсорбция ПАВ вызывает снижение удельной поверхностной
энергии и, следовательно, облегчает (интенсифицирует) пласти-
ческое деформирование материала, что способствует снижению
60
его прочностных свойств. Кроме того, проникая в поверхностные
микротрещины, поверхностно-активные вещества интенсифици-
руют их рост. Поэтому адсорбция активных СОЖ при обработке
резанием облегчает пластическое деформирование металла и спо-
собствует снижению шероховатости поверхности.

Адсорбция, как правило, уменьшается с повышением темпе-
ратуры. Это объясняется тем, что тепловые колебания атомов
могут привести к десорбции адсорбированной молекулы, вероят-
ность отрыва ее растет с уветичением температуры.

Адсорбция возможна не только на поверхности металла, но
и внутри его, когда примеси, растворенные в твердом теле, адсор-
бируются на внутренних поверхностях; это чаще всего происходит
по границам зерен или каких-либо дефектов структуры. Вну-
тренняя адсорбция может также иметь значение в процессах
адсорбционного понижения прочности металлов.

Поверхность трещины и границы зерен являются транспорт-
ными магистралями для диффузионного проникновения чуже-
родных атомов в металл. Диффузия через поверхность оказывает
сильное влияние на свойства металлов и особенно на их поверх-
ностный слой: при обработке металлов с высокой температурой
в зоне резания (шлифование, электроимпульсная, светолучевая
и ультразвуковая обработка и др.); при термохимическом поверх-
ностном упрочнении (цементация, азотирование); при эксплуата-
ции деталей с большой площадью поверхности (лопатки турбин,
жаровые трубы камер сгорания и др.) в условиях высоких тем-
ператур и газовой среды.

Параметры физико-химического состояния поверхностного
слоя и методы их определения. Для оценки физико-химического
состояния поверхностного слоя детали после механической обра-
ботки используют следующие параметры.

Пластическое деформирование характеризуют изменением сте-
пени пластической деформации по глубине поверхностного слоя
(послойная степень деформации) е и степенью деформации отдель-
ных зерен е3. Деформационное упрочнение (наклеп) поверхност-
ного слоя оценивают глубиной йн и степенью наклепа ын, а ин-
тенсивность наклепа по глубине поверхностного слоя;—гра-
диентом наклепа ыгр, являющимся важным параметром поверх-
ностного наклепа после окончательной и отделочной обработки
поверхностей деталей:

100% =	1ООо/о ;

, _ нм^нм^ _ мм

где //Мтах и НМисх — максимальная и исходная микротвердость
поверхностного слоя металла.

Непосредственное определение степени деформации поверх-
ностного слоя имеет трудности, поэтому обычно ограничи-
ваются определением параметров деформационного упроч-
нения.

Для определения глубины, степени и градиента наклепа
наибольшее распространение получили методы измерения микро-
твердости на поверхности косых срезов и при послойном страв-
ливании, а также методы рентгеноструктурного анализа.

Основными параметрами структурно-фазового состояния по-
верхностного слоя металла являются характеристики фазового
состава (число и концентрация фаз, распределение их по слою,
тип кристаллической структуры фаз, параметры решеток) и
структуры. К последним относятся: размер, форма и распределение
зерен по слою, их кристаллографическая ориентация; размер и
форма блоков; угол разориентации блоков; размер областей коге-
рентного рассеяния (О); величина микродеформации (в); сред-
нее квадратическое смещение атомов из узлов решетки, вы-
званное тепловыми колебаниями ({и*)) и статическими искаже-
ниями ((и)2). Важными параметрами структурного состояния
являются также концентрация вакансий

с0 — пв/п,	, (2.18)

где «о и п — число вакансий и атомов в данном объеме, и плотность
дислокаций

рс=1/У,	(2.19)

где I — суммарная длина дислокационных линий в объеме V.

Химический состав поверхностного слоя можно характеризо-
вать профилями концентрации элементов по толщине слоя и со-
держанием элементов в каждой из фаз.

Методы исследования структурно-фазового состояния (СФС)
поверхностного слоя. СФС материала описывается фазовым со-
ставом, морфологией зерен- и особенностями кристаллического
строения фаз. В настоящее время для исследования СФС исполь-
зуют множество различных методов. Особую группу составляют
методы прямого исследования, позволяющие в отличие от косвен-
ных методов непосредственно определять характеристики СФС.
В числе прямых методов наиболее важными являются дифрак-
ционные и микроскопические.

Дифракционные методы. В основе этих методов
лежит явление дифракции различного вида излучения (рентге-
новского, электронного и нейтронного) при прохождении через
кристаллическое вещество. Явление дифракции состоит в пре-
имущественном рассеянии падающего на кристалл излучения
в определенных направлениях.

Если на кристалл падает излучение с длиной волны X (рис. 2.12)
и на пути пучка лучей имеется семейство параллельных кристал-
лографических плоскостей (Нк1) с межплоскостным расстоянием
62
Рис. 2.12. Схема рассеяния лучей кри-
сталлом: АВ, ВС и ВО — падающий,
отраженный и ослабленный первичный
лучи соответственно; пкм — нормаль
к плоскости (Ай/)

причем угол падения лучей на плоскость 0 связан с X и
соотношением

2аКМ 81П 0 = гаХ, п = 1, 2, 3...,	(2.20)

плоскости (кЫ) отражают лучи по закону зеркального отражения,
т. е. под углом 0 к плоскости. Соотношение (2.20) называют
уравнением Вульфа—Брэгга, а угол 0 — дифракционным углом
или углом Вульфа—Брэгга.

Теоретический анализ [59] позволяет получить не только урав-
нение Вульфа—Брэгга, описывающее условия дифракции излуче-
ния с длиной волны X на пространственной решетке, но и выраже-
ние для интенсивности дифрагированных (отраженных) лучей.
В частности, для реальных поликристаллических материалов
интенсивность отражения от плоскостей (кк1) имеет следующий вид:

(р, 0) / (0) Зш ехр (-2М) V, (2.21)

где /0 — интенсивность падающего на материал (первичного)
излучения; к — коэффициент; А (р, 0) — абсорбционный мно-
житель, учитывающий поглощение лучей в образце; / (0) — угло-
вой множитель, зависящий от дифракционного угла 0; 8кМ —
структурный множитель, зависящий от типа решетки, ее компо-
нентов и индексов отражающей плоскости (ккГ) (их называют также
индексами интерференции); У — облучаемый объем; ехр (—2М) —
температурный множитель, значение которого зависит от ампли-
туды тепловых колебаний атомов.

В простейшем случае (для решетки, в которой атомы совершают
малые и взаимно независимые колебания) величина М связана
со средним квадратическим смещением атома из положения
равновесия (пЬ/) в направлении, перпендикулярном к плоско-
сти (АА/), следующим образом:

8л2 . , . 51П8 0

М = -3— <и^>.........	(2.22)

Определив температурную зависимость интенсивности дифрак-
ционных отражений, можно найти зависимость	от тем-

пературы, что позволяет изучать динамику решетки вещества.

Абсорбционный множитель А (р, 0) зависит от 0 и от коэф-
фициента линейного поглощения р данного излучения с длиной
волны X в исследуемом материале.
Величина р. определяет поглощение излучения в соответ-
ствии с законом

4 = 4 ехр (—рх),

(2.23)

где /х — интенсивность пучка после прохождения пути излуче-
ния в материале длиной х.

Основные закономерности дифракции рентгеновских лучей,
электронов и нейтронов идентичны. В соответствии с принципом
Де-Бройля электронный (нейтронный) пучок можно рассматри-
вать как волну длиной

..Л А

Р “ УШ ’

(2.24)

где к — постоянная Планка; р, т и Е — импульс, масса и кине-
тическая энергия движущейся частицы (электрона, нейтрона).

Однако дифракционные методы, основанные на дифракции
рентгеновских, электронных и нейтронных лучей, имеют и свои
отличия. Это обусловлено типом излучения и особенностями вза-
имодействия его с веществом. В частности, нейтроны имеют очень
высокую проникающую способность (обычно 1 ... 10 мм), поэтому
использовать их для дифракционного исследования поверхност-
ного слоя нецелесообразно.

В зависимости от способа регистрации дифракционной кар-
тины различают установки рентгеноструктурного анализа (РСА)
для фотографической регистрации и дифрактометры для реги-
страции с помощью счетчиков квантов рентгеновского излучения.
В обоих случаях установки содержат блок генерации рентге-
новского излучения (рентгеновский аппарат), представляющий
собой рентгеновскую трубку и ее высоковольтный источник пи-
тания. При фотографической регистрации исследуемый образец
и фотопленка крепятся в специальных камерах, устанавливаемых
на рентгеновский аппарат. В дифрактометре на рентгеновском
аппарате размещен специальный прибор — гониометр, на котором
устанавливают гониометрическую приставку с образцом и счет-
чик квантов излучения. Гониометр обеспечивает перемещение
приставки с образцом и счетчика, а также позволяет с высокой точ-
ностью измерять дифракционные углы. Лучи, испускаемые рент-
геновской трубкой, отражаются от образца и регистрируются
счетчиком. Далее сигнал передается в счетно-регистрирующее
устройство и затем данные об интенсивности отражения выводятся
на цифропечатающее устройство или на ленту самописца. Рентге-
нограммы, снятые на дифрактометре, принято называть дифрак-
тограммами.

Дифрактометры бывают специализированные (для исследова-
ния монокристаллов, текстур и т. д.) и общего назначения. В на-
учно-исследовательских лабораториях наиболее широко приме-
няют дифрактометры общего назначения ДРОН (ДРОН-2.0,
ДРОН-З.О, ДРОН-УМ1). Благодаря наличию ряда гониометриче-
64
Рис. 2.(3. Схема рентгеновского ди
фрактометра ДР0Н-УМ1:

/ — питающее устройство ПУР/50; 2 — рен-
тгеновская трубка; 3 =~ гониометрическая
приставка с образцом; 4 ~~ счетчик квантов
рентгеновского излучения; 5 — гониометр
ГУР-8; 6 — комплекс управляющий КУ-1;
7 -- блок регистрации; 8 — блок управле-
ния гониометром; 9 — самописец ЛК.С-4;

— перфоратор ПЛ-80; // — вычислитель-
ный комплекс «Искра»; 12 — интерпрети-
рующий процессор «Искра-1256»; 13 —- циф-
ропечатающее устройство

ских приставок на этих дифрактометрах можно решать различ-
ные структурные задачи. Схема дифрактометра ДРОН-УМ1 пока-
зана на рис. 2.13. Отличием его является наличие микроЭВМ,
с помощью которой осуществляется управление работой дифрак-
тометра и проводится обсчет первичной информации.

Установки РСА могут быть укомплектованы приставками для
проведения высоко- и низкотемпературных исследований. Это
позволяет изучать структурно-фазовое состояние материала в ши-
роком интервале температур.

Для исследования субструктуры, а также дефектов решетки
в монокристаллических материалах и поликристаллах с крупным
зерном, в которых плотность дислокаций не превышает 10~в см-2,
применяют методы рентгеновской дифракционной микроскопии
(РДМ). Эти методы основаны на явлении дифракции рентгеновских
микропучков (с размером 10~2 ... Ю”1 мм), при прохождении
которых через вещество различные субзерна или искаженные
(вблизи дефектов) и неискаженные области решетки материала
рассеивают лучи по-разному. Реальная глубина проникновения
рентгеновских лучей в зависимости от длины волны излучения,
химического состава материала и геометрических условий съемки
порядка 1 ... 10 мкм.

Картину электронной дифракции (электронограмму) фикси-
руют на фотопластинке в специальных приборах — электроно-
графах или в просвечивающих электронных микроскопах в ре-
жиме микродифракции. Электронограммы получают при съемке
«на просвет» и «на отражение». В первом случае в качестве об-
разца используют тонкую фольгу (в месте съемки ее толщина
в зависимости от энергии электронов не должна превышать
10~а—1 мкм). Схема получения электронограммы в электроно-
графе при съемке «на отражение» приведена на рис. 2.14. Элек-
троны с энергией еО излучаются электронной пушкой /, фоку-
сируются конденсорной линзой 2 в плоскости флуоресцирующего
экрана 4, на котором фиксируется картина дифракции или рас-
полагается фотопластинка. Система откачки позволяет создавать
в электронографе вакуум с разрежением 10-1 ... 10“6 Па.

Вследствие малой проникающей способности электронов элек-
тронограммы характеризуют структурно-фазовое состояние тон-

3 Суаяиа А. М. а др;	68
Рис. 2.14. Схема получе-
ния электронограммы при
съемке на отражение:
/ — электронная пушка; 2 —
конденсорная лннза; 3 — об-
разец; 4 — экран

кого поверхностного слоя. При дифрак-
ции быстрых электронов (с энергией
е1! — 103 ... 10® эВ) исследуют поверх-
ностные слои толщиной 10~2 ... 10"1 мкм,
при дифракции медленных электронов
(е1/ = 30 ... 1000 эВ) — слои толщиной
в несколько межатомных расстояний.

Современные приборы для дифракции
медленных электронов снабжают специ-
альными детекторами, позволяющими
измерять интенсивность дифракционных
отражений. Кроме того, многие электро-
нографы дают возможность проводить
исследования при нагреве и охлаждении
образцов, при их деформировании непо-
средственно в установке. Аппаратура
для электронно-графического анализа
более подробно описана в работе [111].

Фазовый анализ (ФА) позво-
ляет определить, какие фазы (качественный
ФА) и в каком количестве (количественный
ФА) присутствуют в образце. Основными и
прямыми методами ФА являются дифрак-
ционные методы, позволяющие иденфити-

цировать тип кристаллической решетки. ФА предусматривает
съемку и расчет рентгенограммы (электронограммы) и сравнение
реальной дифракционной картины с теоретически рассчитанной
для данной фазы исходя из ее гипотетической кристаллической
структуры. При наличии нескольких фаз в образце дифракцион-
ная картина представляет собой суперпозицию систем отражений
от Каждой из фаз.

Наиболее достоверен рентгенографический ФА при съемке по
методу поликристалла (порошка) [59]. На рентгенограмме при
этом наблюдается совокупность отражений от плоскостей с меж-
плоскостным расстоянием (г = 1, 2, ..., п; п — число отраже-
ний на рентгенограмме). Основным этапом ФА является сравнение
значений Ц (/2 — интенсивность 1-го отражения) с теоретически
рассчитанными или табличными значениями для данной фазы
(или композиции фаз). Совпадение (в пределах ошибок экспери-
мента) всего ряда значений йг-, 7г, рассчитанных по рентгено-
грамме, и табличных значений дает возможность сделать заклю-
чение о фазовом составе образца.

Количественный ФА основан на том, что интенсивность отра-
жений данной фазы пропорциональна ее содержанию в сплаве
(объемной доле). Методика проведения ФА детально изложена
в работе [59].

Определение ориентации кристаллов. Из
рис. 2.12 следует, что нормаль к отражающей плоскости (Ш)
66
в кристалле является биссектрисой угла, об-
разованного падающим АВ и отраженным ВС
лучами. Поэтому, определив при данной гео-
метрии съемки направление распространения
лучей, отраженных от различных кристалло-
графических плоскостей, и учитывая тип ре-
шетки данного кристалла, можно определить
ориентацию осей решетки относительно внеш-
них координатных осей, связанных, например,
с огранкой кристалла.

В поликристалле (без учета поглощения
излучения) лучи, отраженные от плоскостей
(ИМ) в различных зернах, образуют кониче-
скую поверхность относительно оси, совпада-
ющей с ослабленным первичным лучом ВИ (см.
рис. 2.12) и углом при вершине 40ййг (0ййг —
дифракционный угол отражения (НЫ)). Таким
образом, дифракционное отражение (НкГ) на

Рис. 2.15. Влияние
дефектов на ди-
фракционную кар-
тину:	идеальный

кристалл (а), кри-
сталл, содержащий
дефекты I класса
(б) и II класса (в):
/ — брэгговское ди-
фракционное отраже-
ние; 2 — диффузный

плоском экране, расположенном перпендику-
лярно лучу ВИ, представляет собой окруж-
ность (дебаевское кольцо). При отсутствии
текстуры распределение интенсивности по
кольцу достаточно однородно. В противном
случае это распределение будет неравномер-
ным, вплоть до присутствия лишь нескольких
максимумов на воображаемом дебаевском коль-
це. Поэтому, определив направление преиму-

щественного распространения дифракционных максимум

лучей (ИЫ), можно найти текстуру в образце.

Разработаны и используются различные методики анализа
текстур и ориентации монокристаллов [59]. Особенности этих

методик в основном определяются конкретной задачей исследо-

вания.

Исследование дефектов решетки. Влияние
дефектов кристаллического строения на дифракционную картину
наиболее последовательно проанализировано М. А. Кривогла-
зом [58]. По виду создаваемых дифракционных эффектов они

делятся на два класса.

К дефектам класса I относятся дефекты, имеющие конечные
размеры во всех трех измерениях. Это точечные дефекты и их
комплексы, дисперсные частицы новой фазы, дислокационные
петли и др. Такие дефекты ведут к снижению интенсивности и сме-
щению дифракционных отражений, а также к появлению вблизи
них широких диффузных максимумов с плавным распределением
интенсивности (рис. 2.15).

К дефектам II класса относятся дислокации, хаотически рас-
пределенные в объеме, дефекты упаковки, различные дислока-
ционные скопления и другие дефекты, протяженность которых

3*

67
хотя бы в одном направлении бесконечно велика (практически
она должна быть соизмерима с размером кристалла). Дефекты
II класса ведут в основном к уширению дифракционных линий,
причем это уширение пропорционально концентрации дефектов.

Наиболее часто анализ дефектов решетки проводят по ушире-
нию линий на рентгенограмме поликристаллического образца.
При этом считается, что металл содержит лишь дефекты II класса.
Разработаны разнообразные методики анализа [38, 58, 59],
основные этапы которого сводятся к следующему.

1.	Выделение физического уширения линий. Профиль (форму)
дифракционных линий на рентгенограмме можно представить
в виде

+ °°

Г (20) = |	(2.25)

где функции § (у) и / (у) описывают соответственно геометрическое
(аппаратурное) и физическое уширение линий.

Таким образом, Р (20) является «сверткой» функций § и /.
Определив значения Р и § с помощью съемок соответственно
исследуемого и эталонного (бездефектного) образцов, можно
рассчитать, учитывая (2.25), функцию /.

2.	Определение вклада дисперсности областей когерентного
рассеяния и микродеформаций в физическое уширение. В основе
этого этапа анализа лежит модель кристалла, состоящего из об-
ластей когерентного рассеяния рентгеновских лучей (ОКР) со
средним размером вдоль нормали к отражающей плоскости (Т>),
причем считается, что каждая ОКР однородно упруго деформиро-
вана. Эта упругая деформация характеризуется величиной микро-
деформации

<8> = АЙ/4,	(2.26)

где с10 — межплоскостное расстояние в идеальном кристалле;
Дс? — усредненное по всему облучаемому объему изменение
межплоскостного расстояния.

В рамках данной модели считается, что наряду со сжатием
имеет место и растяжение решетки.

Если (е) =/= 0, то на рентгенограмме наблюдается^ уширение
Линий, угловая зависимость которого пропорциональна

₽х ~ Д29 = 2 (в)	0.	(2.27)

Физическое уширение вида (2.27) может быть вызвано следую-
щими дефектами: 1) хаотически распределенными по объему дисло-
кациями; 2) дислокационными стенками из дислокаций одного
знака, расположенных случайным образом; 3) стенками, содер-
68
жащими равное число (расположенных случайным образом) дисло-
кации противоположных знаков *, [58]. При этом

₽1~ &о/рйеО,	(2.28)

где Ьо — вектор Бюргерса дислокаций; рр — плотность дисло-
каций.

К микродеформации решетки приводит также неоднородность
химического состава сплава. Это следствие локальных изменений
периодов решетки и соответственно межплоскостных расстояний.
Однако дислокационные стенки, образованные эквидистантно
расположенными дислокациями одного знака (границы субзерен),
так же как и границы зерен, вызывают уширение

~<в>4е"'	<2-29)

где (О) — размер ОКР (или зерен).

К уширению, пропорциональному вес 9, ведут и дефекты
упаковки.

В большинстве реальных случаев физическое уширение линий
обусловлено как дисперсностью ОКР, так и наличием микроде-
формации. Для выделения вклада каждого из этих факторов
используют методы гармонического анализа, моментов, аппрокси-
маций и др. [38, 58, 59]. Отметим, что значения величин (О)
и (е), найденные различными методами,  могут заметно отли-
чаться. Но качественно характер изменения (О) и (е) в зависи-
мости от вида обработки и степени деформации во всех случаях
сохраняется.

Толщина эффективно отражающегося
слоя. В простейшем приближении интенсивность дифракцион-
ного отражения от поверхностного слоя толщиной х

4 = /о [ 1 ~ ехр (—рх	+ 5|П (20 — -ф) ) ) ] ’ (2,3°)

где /0 — интенсивность отражения от толстого образца (х -> оо);
р — линейный коэффициент ослабления для данного материала;
ф — угол падения первичного луча на образец (угол между лучом
и поверхностью образца); 0 — дифракционный угол (см. рис. 2.12).

За толщину эффективно отражающего слоя примем величину И*,
для которой /Л*//о — 0,95. Это означает, что слой толщиной Н*
отражает 95 % всего дифрагированного излучения:

/ .	3 1-------у	<2-31>

\ 81П ф	8Ш (20 — ф) /

* Границы ячеек, образующихся в металле при пластическом деформиро-
вании, представляют собой дислокационные стенки типа 2 и 3.
Таким образом, к* зависит от величин р., ф и 0. В свою очередь, р
определяется химическим составом сплава

п



^==1

(2.32)



где

— массовый коэффициент ослабления (-го компонента

сплава и данного излучения; сг — массовая доля (-го компонента.

Значения

затабулированны. Угол ф определяется геоме-

трией съемки, угол 0 выбран для анализа дифракционной ли-

нией (Ш).

Из выражения (2.31) следует, что при съемке с соблюдением
условия фокусировки ф = 0:

к* ж 1,5 (зш 0/р).

(2.33)

Таким образом, при съемке на дифрактометре (с соблюде-
нием условий фокусировки) каждое отражение характеризуется
определенной величиной к*. Обычно к* имеет значение порядка
1 ... 10 мкм.

Из выражения (2.31) следует, что снижение угла ф должно
приводить к уменьшению к*. Учитывая это, разработан и при-
меняется метод скользящего пучка, предусматривающий съемку
под малыми углами ф (ф 1°) [8, 90]. Этот метод позволяет
исследовать поверхностный слой толщиной до 1 мкм. Однако
отличие ф от 0 вызывает дефокусировку и соответственно приводит
к резкому росту геометрического уширения дифракционных
линий. Для уменьшения эффекта дефокусировки необходимо ис-
пользовать пучки с минимальной расходимостью, а это ведет к сни-
жению интенсивности первичного пучка и соответственно к росту
экспозиции при съемке (приблизительно на порядок).

Для исследования структуры слоев, удаленных от поверхности
на расстояние к > к*, применяют методику послойного анализа,
предусматривающую удаление приповерхностного слоя опреде-
ленной толщины. В зависимости от целей конкретного исследо-
вания удаление металла производят химическим, электролити-
ческим или механическим методами.

Микроскопические методы используют для по-
лучения увеличенного изображения объекта. К этим методам
относят оптическую микроскопию (ОМ), растровую электронную
микроскопию (РЭМ), просвечивающую электронную микроско-
пию (ПЭМ) и ряд других.

Метод ОМ предусматривает исследование структуры специаль-
ных образцов (металлографических шлифов) с помощью оптиче-
ского микроскопа. Контраст оптического изображения обусловлен
в основном особенностями топографии поверхности шлифа. Уве-
личение оптического микроскопа не превышает 1000 ... 1500 и
обычно составляет 100 ... 500.
Рис. 2.16. Схема растрового электрон-
ного микроскопа с рентгеновским мик-
роанализатором:

1 — электронная пушка; 2 — магнитные
лиизы; 3 — отклоняющая система; 4 — об-
разец; 5 — детектор электронов; 6 — де-
тектор рентгеновского излучения; 7,8 —
усилители; 5 — счетная аппаратура; 10 —
электронно-лучевая трубка; 11 — генератор
сканирования; 12 — регистратор поглоще-
ния электронов

Разрешающая способность микроскопа, как известно, пропор-
циональна длине волны используемого излучения и обратно про-
порциональна числовой апертуре А объектива. Таким образом,
повысить разрешающую способность и соответственно увеличи-
тельную способность прибора можно, применяя излучение с мень-
шей длиной волны, чем у видимого света (1СВ =0,39 ... 0,77 мкм).
Этот принцип использован при создании электронных микроско-
пов (ЭМ). Длина волны электронных пучков, применяемых в этих
микроскопах, в 105 раз меньше Хсв. И хотя значение А электрон-
ных линз в 10а ... 103 ниже, чем оптических, в электронных микро-
скопах предельная разрешающая способность достигает 10-8 см,
а максимальное увеличение—10в.

Схема растрового электронного микроскопа в комплексе
с рентгеновским микроанализатором приведена на ‘рис. 2.16.
Электроны, испущенные электронной пушкой, пройдя через
электромагнитные линзы, формируют узкий пучок с малой рас-
ходимостью (микрозонд). Энергия электронов составляет 103 ...
105 эВ. Диаметр пучка на поверхности образца имеет размер от
нескольких микрон до 10_3 мкм. Электроны, падающие на образец,
испытывают упругое отражение от ядер атомов, а также неупругое
взаимодействие с электронами в образце, что приводит к появле-
нию вторичных электронов и рентгеновского излучения.

Отраженные и вторичные электроны фиксируются специаль-
ным детектором (коллектором электронов). Возможно также изме-
рение силы тока электронов, поглощенных образцом. Возникаю-
щий при этом сигнал определяет яркость изображения на экране
электронно-лучевой трубки (ЭЛТ). Микроскоп имеет систему
синхронной развертки микрозонда по^ поверхности образца и
луча ЭЛТ, поэтому каждой точке сканируемого участка (растра)
поверхности образца соответствует точка с определенной яркостью
на экране ЭЛТ.

Контраст изображения в РЭМ обусловлен двумя причинами:
топографией поверхности и различием химического состава ми-
кроучастков поверхности. Топографический контраст — след-
ствие зависимости измеряемого сигнала от угла наклона локаль-
ного участка поверхности по отношению к пучку первичных
электронов. Контраст от состава (от атомного номера), в основном,
обусловлен зависимостью количества отраженных электронов
от среднего атомного номера анализируемого элемента поверх-
ности.

Для РЭМ вследствие малой апертуры характерна очень боль-
шая глубина резкости Л. Величина Д, обратно пропорциональная
значению Л и увеличению прибора, для РЭМ составляет 1 ...
102 мкм. По сравнению с ОМ при одном и том же увеличении зна-
чение Д для РЭМ обычно в 10 ... 100 раз больше. Наряду с высо-
ким разрешением это дает возможность изучать объекты со слож-
ным рельефом поверхности, образующимся, например, при раз-
рушении образца (т. е. вести фрактографическое исследование).

Следует отметить, что поскольку энергия вторичных электро-
нов невелика (порядка 10 эВ), область отбора информации для
них имеет глубину менее 50 нм и диаметр, лишь немного превы-
шающий диаметр микрозонда. Для отраженных электронов об-
ласть отбора информации имеет значительно более высокие раз-
меры, в частности, глубина ее может достигать 500 нм, поэтому
разрешающая способность РЭМ при регистрации вторичных элек-
тронов значительно выше, чем отраженных. Детально аппаратура
и методика исследований на РЭМ описаны в работах [86, 111].

Принцип работы электронного микроскопа следующий. Элек-
троны, испущенные электронной пушкой, собираются конден-
сорной линзой в узкий пучок лучей, параллельных главной опти-
ческой оси прибора. Поперечный размер этого пучка составляет
обычно около 1 мкм, что дает возможность исследовать состояние
малых объемов. Электроны при прохождении через образец
рассеиваются. Прошедшие электроны представляют собой сово-
купность ослабленного первичного, дифрагированных и диффузно
рассеянных лучей. За образцом расположена система линз и
диафрагм, после прохождения которых электроны формируют
увеличенное до 105 изображение объекта исследований на экране
микроскопа.

Особенностью электронного микроскопа является возможность
наряду с микроскопическим изображением получить электроно-
грамму одного и того же участка образца. Переход от микроско-
пического режима, к режиму микродифракции осуществляется
путем изменения оптической силы одной из линз.

В качестве образцов для электронного микроскопа используют
тонкие пленки (обычно толщиной 10"1 мкм), полученные из мас-
сивных объектов путем химического, электролитического или
ионного утонения. Для изучения топографии поверхности при-
меняют реплики (отпечатки), т. е. тонкие пленки (например,
углеродные), которые наносят на поверхность образца, а затем
отделяют и исследуют.

Электронный микроскоп дает возможность визуально наблю-
дать дефекты решетки, определять их количество, распределение
и т. п. [59].
К микроскопическим методам следует отнести и метод авто-
ионной микроскопии [111], который позволяет исследовать даже
единичные точечные дефекты.

Необходимо отметить, что каждый из перечисленных выше
дифракционных и микроскопических методов наряду с их преиму-
ществами имеет и недостатки, ограничения. Естественно, что
наиболее полную информацию о структурно-фазовом состоя-
нии материала можно получить при комплексном их приме-
нении.

Структурно-фазовое состояние (СФС) граничной зоны поверх-
ностного слоя. Состояние граничной зоны имеет ряд особенностей
[28, 67]. У чистых Аи, Р1, Рд при 20 °С, а также V/ и Мо при
низких температурах решетка в граничной зоне имеет иную
симметрию, чем в объеме. У других металлов значения меж-
плоскостных расстояний йкы в решетке вблизи поверхности и
в объеме могут значительно различаться. Если поверхность кри-
сталла совпадает с кристаллографическими плоскостями, имею-
щими низкую плотность упаковки атомов, то обычно наблюдается
сокращение в граничном слое на 5 ... 10 % по сравнению
с состоянием в объеме. В то же время если поверхность совпадает
с плоскостями, обладающими высокой плотностью упаковки (111)
и (100) для ГЦК и (ПО) для ОЦК, то с точностью до нескольких
процентов различие в значениях не обнаруживается.

Исследования структуры граничной зоны соединений пока-
зали, что атомы решетки испытывают статические смещения, при-
чем величины этих смещений для атомов различных компонентов
могут отличаться в несколько раз.

Имеются отличия в динамике решеток граничного слоя и
объема. Средняя квадратическая амплитуда тепловых колебаний
атомов вблизи поверхности заметно выше, чем в объеме (в 1,5 ...
2 раза). Толщина граничной зоны поверхностного слоя обычно
равна 5 ... 10 межатомным расстояниям.

Влияние граничной зоны на макросвойства, очевидно, будет
наибольшим в системах с большой удельной поверхностью (дис-
персные порошки, тонкие пленки). Действительно, наблюдается
заметное снижение температуры плавления дисперсных порошков
по сравнению с массивными материалами [22].

Зарождение дислокаций в граничной зоне происходит более
интенсивно по сравнению с их образованием в объеме, особенно
при малых степенях деформации [4].

Влияние методов и режимов обработки резанием на физико-
химическое состояние поверхностного слоя. Поверхностный слой
детали после обработки резанием пластически деформирован,
поэтому физическое состояние поверхностного слоя после обра-
ботки резанием в основном характеризуется деформационными
изменениями в поверхностном слое, следствием которых является
и его деформационное упрочнение. Деформационное упрочнение
поверхностного слоя существенно зависит от режимов резания,
геометрии режущего инструмента и его износа, СОЖ и других
условий обработки.

Пластическая деформация поверхностного слоя определяется
силами, температурой в зоне резания и продолжительностью их
действия. Следовательно, влияние того’ или иного технологиче-
ского фактора или их совокупности на параметры деформационных
изменений в поверхностном слое будет определяться их значе-
нием в механотермическом воздействии на металл в зоне резания.

Лезвийная обработка. Скорость резания и подача
оказывают наиболее существенное влияние на деформацию по-
верхностного слоя, так как эти параметры режима резания опре-
деляют в основном механотермическое воздействие на металл.

С увеличением скорости резания .повышаются скорости дефор-
мирования и температура нагрева, но уменьшаются продолжи-
тельность действия напряжений и время нагрева поверхностного
слоя заготовки. Возрастающий нагрев деформированного металла
с увеличением скорости резания повышает диффузионную по-
движность атомов, активизирует процессы разупрочнения (воз-
врат и рекристаллизацию), снижая этим прежде всего интен-
сивность деформационного упрочнения поверхностного слоя.

Степень разупрочнения поверхностного слоя определяется
соотношением скоростей деформирования поверхностного слоя и
скорости процессов рекристаллизации или возврата. Если ско-
рость деформирования превосходит скорость рекристаллизации,
наблюдается лишь частичное снятие деформационного упрочне-
ния, несмотря на то, что деформация будет происходить при тем-
пературе, превышающей температуру рекристаллизации.

С сокращением продолжительности нагружения на поверх-
ностный слой (контакт задней поверхности резца с обрабатывае-
мой поверхностью) уменьшается трение и адгезионно-диффу-
зионное взаимодействие материала инструмента с металлом по-
верхностного слоя, уменьшая этим искажения кристаллической
решетки, а следовательно, и упрочнение поверхностного слоя.

С увеличением скорости резания изменяются процесс наро-
стообразования и особенности стружкообра’зования. Образование
нароста увеличивает действительный радиус скругления режущей
кромки и способствует повышению деформационного упрочнения
поверхностного слоя.

Экспериментальные исследования и анализ явлений, влияющих
на пластическое деформирование поверхностного слоя, показы-
вают, что с увеличением скорости резания усиливается тепловое
воздействие на деформированный металл поверхностного слоя и
снижается его упрочнение (рис. 2.17, а).

По сравнению с другими параметрами режима резания подача
оказывает наиболее сильное влияние на деформационное упроч-
нение поверхностного слоя. Зависимости глубины и степени на-
клепа от подачи имеют экстремальный характер (рис. 2.17, б).
Существует оптимальная подача, при которой наклеп поверхност-
74
а)

Рис. 2.17. Изменение глубины йн и степени ив наклепа в зависимости от параме-
тров резания при точении сплава ХН77ТЮ:

о — скорость резания; 5 — подача; / — глубина резания; Ь — износ резца

ного слоя имеет наименьшее значение. Оптимальная подача для
жаропрочных сплавов 50П = 0,1 ... 0,15 мм/об. Увеличение де-
формационного упрочнения при уменьшении подачи за пре-
делами оптимальных значений подач объясняется влиянием про-
цесса скольжения режущего лезвия, создающего дополнительное
деформирование поверхностного слоя. Характер этих зависимостей
определяется силовой нагрузкой и температурой нагрева металла
в зоне резания. Подача в основном оказывает силовое воздей-
ствие на поверхностный слой. При точении, строгании и протя-
гивании с увеличением глубины резания основные параметры
деформационного упрочнения возрастают (рис. 2.17, в).

Передний угол резца влияет на условия стружкообразования,
которые предопределяют формирование поверхностного слоя.
По данным проф. А. Д. Макарова, при точении сплава ХН77ТЮР
с изменением переднего угла от +15° до —15° глубина наклепа
увеличивается в 3 раза, а степень наклепа возрастает с 22 до
35 %, что связано с повышением сопротивления движению
стружки по передней поверхности резца.

Увеличение радиуса скругления режущего лезвия повышает
наклеп поверхностного слоя при всех подачах. Затупление резца
сопровождается увеличением силы и температуры нагрева в зоне
резания и продолжительностью их воздействия на поверхностный
слой, глубина и степень наклепа при этом возрастают (рис. 2.17, г).

Конструкционные стали и сплавы, имея различные физико-
механические свойства (прочность, пластичность, твердость, тепло-
проводность и др.), по-разному упрочняются при обработке
резанием. Более пластичные материалы обычно при обработке
резанием характеризуются большим наклепом.

У жаропрочных сплавов на никелевой основе при обработке
резанием наблюдается снижение характеристик наклепа по мере
увеличения их жаропрочности. Снижению наклепа в этом случае
могут способствовать повышение прочностных и понижение пла-
стических свойств сплавов и значительное уменьшение коэффи-
циента трения по задней поверхности резца.

Степень пластической деформации поверхностного слоя зави-
сит от трения на поверхностях инструмента, определяющего
склонность материалов трущейся пары к адгезионно-диффу-
зионному взаимодействию, поэтому факторы, влияющие на ха-
рактеристики трения, должны способствовать изменению наклепа
поверхностного слоя детали. Инструментальные материалы с мень-
шей склонностью к адгезионному взаимодействию с обрабатывае-
мым материалом обеспечивают и меньший коэффициент трения по
задней поверхности инструмента, менее интенсивно изнашиваются
и формируют поверхностный слой с меньшей глубиной и степенью
наклепа. Например, поверхностный слой после точения резцом
из сплава Т14К8 имеет меньшую микротвердость и глубину на-
клепа по сравнению с поверхностным слоем после точения резцом
из сплава ВК8. С увеличением содержания карбидов вольфрама
в инструментальном материале повышается склонность к адге-
зионному взаимодействию материала инструмента с материалом
обрабатываемой заготовки, усложняется обтекание металлом ре-
жущего инструмента, вызывая этим повышение наклепа поверх-
ностного слоя.

Шлифование. По сравнению с лезвийной обработкой
шлифование имеет ряд особенностей, которые оказывают влияние
на механизм образования поверхностного слоя обрабатываемой
заготовки. Шлифование —• это процесс массового скоростного
76
микрорезания поверхностного слоя большим числом абразивных
зерен. В результате массового динамического воздействия абра-
зивных зерен на поверхностный слой (упругое и пластическое
деформирование обрабатываемого материала, диспергирование
материала и зере^, трение зерен, связки и отдельных стружек
об обрабатываемую поверхность) в зоне резания развиваются
высокие местные мгновенные и средние температуры, резко по-
вышающие пластичность металла, облегчая этим процесс снятия
стружки.

Параметры поверхностного слоя после шлифования зависят
от технологических факторов, определяющих термомеханический
режим шлифования. Общие закономерности изменения параметров
поверхностного слоя от условий обработки в основном сохра-
няются для всех конструкционных сталей и сплавов независимо
от метода шлифования или его разновидностей. Основные пара-
метры режима шлифования можно разделить на две группы:
параметры, увеличивающие пластическую деформацию (попереч-
ная подача на врезание, скорость вращения детали), и параметры,
способствующие уменьшению деформации (частота вращения
круга, число ходов круга при выглаживании).

При повышении частоты вращения детали и поперечной по-
дачи на врезание увеличиваются объем снимаемого металла и
силы шлифования, возрастают шероховатость и поверхностный
наклеп, главным образом, его глубина. Степень наклепа при этом
мало изменяется.

Увеличение частоты вращения круга и числа ходов при вы-
глаживании снижает шероховатость поверхности и уменьшает
поверхностный наклеп. Так, при повышении частоты вращения
круга увеличивается число контактов круга с обрабатываемой
поверхностью в единицу времени, вследствие чего толщина слоя
и сила, приходящаяся на одно абразивное зерно, уменьшаются.
Подобное воздействие на поверхностный слой оказывает число
ходов круга при выглаживании. При выглаживании упругая
технологическая система возвращается в исходное положение,
интенсивность съема металла снижается, уменьшая при этом
радиальную силу шлифования.

В некоторых случаях в зоне интенсивного деформирования
происходит высокий местный нагрев до температур рекристалли-
зации и выше. Такой нагрев с последующим быстрым охлаждением
может сопровождаться фазовыми и химическими изменениями
в поверхностном слое. Подобные физико-химические превращения
в поверхностном слое наблюдались при шлифовании закаленных
сталей.

Механическое полирование. Чтобы иметь пред-
ставление о деформационном упрочнении после полирования
(полирование фетровым кругом с наклеенным абразивным зерном,
виброконтактное полирование абразивным зерном и др.), следует
различать наклеп после механического полирования без предше-
ствующей механической обработки полируемой поверхности (на-
пример, после электрохимической обработки (ЭХО), рекристалли-
зационного отжига и др.) и наклеп после механического полиро-
вания с предшествующей механической обработкой, т. е. с нали-
чием технологической -наследственности в поверхностном слое.

Деформационное упрочнение поверхностного слоя после поли-
рования жаропрочных сплавов с предшествующей ЭХО составляет
для сплава ХН77ТЮР Ня = 15 ... 17 мкм, а ин ~ 5 %, сплава
ЖС6К Ли = 10 ... 15 мкм, «н ~ 5 ... 8 %.

Полирование фетровыми кругами после ЭХО (предшествующее
виброконтактному полированию) практически не оказывает влия-
ния на наклеп, создаваемый виброконтактным полированием.

Наклеп после виброконтактного полирования с предшествую-
щим полированием фетровым кругом и шлифованием абразивной
лентой значительно возрастает по сравнению с наклепом, созда-
ваемым непосредственно виброконтактным полированием после
ЭХО. Так, для сплава ХН77ТЮР в этом случае глубина наклепа
составляет около 30 мкм, а степень наклепа до 10 %. Из этого
следует, что наклеп, возникающий в процессе шлифования абра-
зивной лентой, предшествующий виброконтактному полирова-
нию, удаляется при виброконтактном полировании лишь частично,
большая часть его сохраняется как технологическая наслед-
ственность.

Электрохимические методы обработки.
Структура, фазовый и химический состав поверхностного слоя
после электрохимических методов обработки зависят от физико-
химической сущности процесса обработки и определяющих его
условий. Для силовых деталей из жаропрочных сплавов, работаю-
щих в условиях высоких температур и агрессивных сред, наиболее
перспективной является ЭХО.

Рентгеновские и металлографические исследования поверх-
ностного слоя жаропрочных сплавовщ сталей после ЭХО, а также
измерения микротвердости на поверхности косых срезов показы-
вают, что в поверхностном слое после ЭХО упрочнения и измене-
ния его микроструктуры не происходит.

В поверхностном слое после ЭХО наблюдается незначительное
растравливание по границам зерен, и в некоторых случаях обра-
ботанная поверхность покрывается тонкой оксидной пленкой.
Глубина растравливания для жаропрочных и титановых "сплавов
зависит от режимов ЭХО и применяемых электролитов и состав-
ляет примерно не более 30 мкм. С увеличением плотности тока
при ЭХО жаропрочных сплавов (например, для сплава ХН77ТЮР
до 7 = 45 ... 60 А/см2) растравливания практически не наблю-
дается. Из этого следует, что при соответствующем выборе состава
электролита и режима ЭХО можно избежать появления растрав-
ливания границ зерен на обрабатываемой поверхности.

Электролитическое полирование жаропрочных сплавов в элек-
тролитах из ортофосфорной и серной кислот или в метаноловом
78
электролите также не вызывает какого-либо упрочнения поверх-
ностного слоя или изменения его структуры. Но поскольку це-
лесообразность применения электролитического полирования, как
и полирования другими методами, ограничивается малым при-
пуском на обработку (10 ... 50 мкм, не более), фактическое состоя-
ние поверхностного слоя после электрополирования будет опре-
деляться характером обработки, предшествующей электрополи-
рованию. Следовательно, в этом случае технологическая наслед-
ственность будет оказывать существенное влияние на физико-
химическое состояние поверхностного слоя.

Электроэрозионная обработка имеет ограниченное применение
для изготовления ответственных деталей из жаропрочных сплавов.
Этот метод используется, например, для обработки лопаток
турбин за одно целое с диском в турбонасосном агрегате, обработка
перфорационных отверстий в лопатках турбины и др.

Установлено, что поверхностный слой сплава ХН77ТЮР после
электроэрозионной обработки и последующей термообработки
(температура нагрева 1240 °С, продолжительность нагрева в смеси
аргона с трехфторовым бором 10 мин) имеет глубину упрочненного
слоя 35 ... 50 мкм. Интенсивность упрочнения поверхностного
слоя при этом незначительна и составляет примерно 13 ... 15 %.
Такая глубина и степень упрочнения поверхностного слоя свя-
заны с особенностями физико-химических процессов электроэро-
зионной обработки: высокими мгновенными температурами на
отдельных участках обрабатываемой поверхности, оплавлением
и насыщением поверхностного слоя (преимущественно по границам
зерна) углеродом из рабочей жидкости (керосина) и образованием
в нем карбидов хрома и титана.

Фазовые превращения в- поверхностном слое при механической
обработке. Эти превращения обусловлены пластическим деформи-
рованием и повышением температуры металла. В результате пла-
стического деформирования резко увеличивается внутренняя
энергия материала (около 10 % затрачиваемой на деформацию
энергии поглощается деформируемым материалом), что увели-
чивает вероятность протекания фазовых превращений. Рост тем-
пературы металла во время обработки также способствует про-
теканию фазовых превращений, поскольку они являются терми-
чески активируемыми процессами. Кроме того, повышение тем-
пературы создает условия для перехода материала в высокотем-
пературное СФС, а быстрое охлаждение после нагрева способ-
ствует протеканию мартенситных превращений.

О превращении остаточного аустенита в мартенсит при меха-
нической обработке закаленных сталей хорошо известно [71, 83].
При дробеметной обработке резко снижается содержание оста-
точной [3-фазы в поверхностном слое титанового сплава ВТЗ-1
[49].

Нагрев поверхностного слоя при шлифовании закаленных
мартенситных сталей приводит к отпуску (распаду мартенсита
закалки), а в ряде случаев (при интенсивных режимах обработки)
к появлению вблизи поверхности плохо травящегося твердого
слоя вторичной закалки [83, 106].

При строгании заготовок (со скоростями резания »	24 м/мин)

из железо-никелевого жаропрочного сплава наблюдается резкое
изменение периода решетки у-фазы, близкое по величине к изме-
нению, характерному для процесса старения, которое приводит
к выделению в сплаве фазы Ы13Т1. Высокая температура при меха-
нической обработке способствует химическому взаимодействию
материала обрабатываемой заготовки с окружающей средой,
в частности, ее окислению.

Отметим также, что при пластическом деформировании могут
протекать процессы деформационного старения. Считается, что
это старение обусловлено миграцией примесных атомов к дисло-
кациям и химическим взаимодействием между атомами примесей
и элементами матрицы '1108 ].

Влияние обработки давлением на СФС поверхностного слоя.
Особое СФС формируется в поверхностном слое материалов и при
обработке давлением (объемной механической обработке). При-
чины этого явления следующие. Во первых, условия пластиче-
ского течения в поверхностном слое заготовки отличаются от
условий течения в объеме вследствие сил трения между инстру-
ментом и поверхностью заготовки. В зависимости от схемы и усло-
вий деформирования поверхностный слой металла может быть
слабее или сильнее деформирован, чем металл в объеме. Во-вто-
рых, под влиянием сил трения поверхностный слой заготовки
нагревается. При холодной обработке труднодеформируемых спла-
вов температура поверхностного слоя может быть на 100 ... 200 °С
выше, чем температура металла в объеме. Повышение температуры
способствует протеканию в поверхностном слое возврата, рекри-
сталлизации, а также фазовых превращений. В-третьих, при
горячем деформировании металла условия пластического тече-
ния металла в поверхностном слое и металла в объеме отличаются
вследствие более интенсивного охлаждения наружного слоя ин-
струментом. Поэтому после горячего деформирования металл
в поверхностном слое обычно больше наклепан, чем металл
в объеме. Поверхностный слой из сплава ЦМ-2А, подвергнутый
горячей прокатке, отличается от металла в объеме искаженностью
решетки (более высоким значением |3) и типом текстуры (рис. 2.18)
[69]. Результаты, свидетельствующие об особом структурном
состоянии поверхностного слоя заготовки после объемной меха-
нической обработки, получены во многих работах, (например,
[80, 98]).

Отметим, что деформация растяжением или сжатием также
приводит к формированию поверхностного слоя, отличающегося
структурным состоянием от металла в объеме [4, 76, 102].

Структурно-фазовое состояние поверхностного слоя литых
деталей. Изготовлению деталей машин методом точного литья
80
Рис.2. 18. Изменение полюсной плоскости
Р/-М и полуширины дифракционной ли-
нии (400) по сечению листа сплава ЦМ-2А.
после горячей прокатки

уделяется большое внимание.
Это позволяет резко сократить
объем дорогостоящей механиче-
ской обработки, повысить коэффи-
циент использования металла. Од-
нако литой заготовке свойственна
значительная структурная неод-
нородность, что обусловлено пре-
жде всего различной скоростью
кристаллизации металла по сече-

нию слитка. Типичная макроструктура отливки —трехзонная.
В поверхностном слое, где кристаллизация происходит быстро,
возникает зона мелкого равновесного зерна. Под этим слоем рас-

полагается зона со столбчатыми зернами, перпендикулярными
к поверхности. Далее располагается центральная зона крупного
равноосного зерна. Особенности кристаллизации отливок много-
фазных сплавов обусловливают изменения в фазовом составе
поверхностного слоя по сравнению с центральной зоной. Напри-
мер, в никелевых жаропрочных сплавах наблюдаются изменения
количества и распределения по объему отливки упрочняющей
у'-фазы, карбидов и других фаз [55]. Неоднородность СФС литых
заготовок по сечению обусловлена также неоднородностью хими-
ческого состава вследствие макро- и микроликваций, а также взаи-
модействия отливки со стенками изложницы и окружающей средой.

Для того, чтобы уменьшить неоднородность СФС отливок по

сечению, литье производят в вакууме, изложницы изготовляют
из химически инертных, материалов, после заливки металла излож-
ницы помещают в термостаты, проводят термообработку литых
деталей и другие операции. Однако в некоторых случаях стремятся
специально отлить деталь, у которой СФС поверхностного слоя
металла резко отличается от состояния металла в объеме. Напри-
мер, выплавляют детали с мелкозернистым поверхностным слоем.
Для этого в Облицовочные слои изложницы вводят специальные
соединения (модификаторы), стимулирующие зарождение центров

кристаллизации при затвердевании отливки.

2.3.	ТЕРМОДИНАМИКА ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ

Термодинамический анализ процессов, протекающих в поверх-
ностном слое материалов деталей при их изготовлении и эксплуа-
тации, необходимо проводить практически на всех стадиях техно-
логических разработок. Это обусловлено тем, что макроскопиче-
ские свойства веществ (термодинамика оперирует именно с макро-
скопическими величинами) характеризуют общее поведение мате-
риалов под действием внешних воздействий. Поскольку термоди-
намические законы универсальны, то их применение позволяет
определить многообразные зависимости между макросвойствами
и факторами, влияющими на эти свойства. Как показывает прак-
тика, наиболее часто встречаются ошибки при реализации термо-
динамического подхода, которые связаны не с математическими
трудностями, а со сложностями аксиоматического характера.
В связи с этим нам представляется особенно важным остановиться
сначала на основных законах термодинамики, которые базируются
на определениях и величинах, используемых в механике и гидро-
статике, например давление р, объем V, работа I?7 и т. д. Наиболее
последовательное введение в термодинамику, на наш -взгляд, было
проведено Каратеодори.

Основные положения аксиоматики Каратеодори сводятся
к следующему.

1.	Под системой понимается ограниченная каким-либо обра-
зом часть материального мира, которая подвергается исследованию
и состоит из очень большого количества молекул и атомов. Разли-
чают открытые, закрытые и изолированные системы. Закрытые и
изолированные системы отделены от окружающей среды оболоч-
ками, препятствующими массообмену и энергомассообмену соот-
ветственно. Состояние системы определяется независимым набором
опытных макроскопических данных, позволяющих предсказать
как результаты каждого последующего измерения, так и любые
другие характеристики системы, невошедшие в этот набор.

2.	Термодинамика ограничивается рассмотрением состояний
равновесия (т. е. состояний, к которым самопроизвольно стре-
мятся изолированные системы) или квазистатических процессов
(т. е. процессов перехода системы из одного состояния в другое
через непрерывную последовательность промежуточных равновес-
ных состояний).

3.	Система называется однородной, если ее можно разбить
на идентичные, принадлежащие ей макроскопические подсистемы.
Совокупность же однородных, одинаковых по своим свойствам под-
систем, отделенных от остальных частей системы границами раз-
дела, называется фазой (феррит и аустенит в сталях, газовая
фаза, жидкая фаза и т. д.). Две фазы являются сосуществующими,
если они, имея границу раздела, могут находиться в равновесии
друг с другом, причем это равновесие не достигается лишь по-
средством диссипативных сил. Системы, содержащие одну фазу,
называются гомогенными, а две и более — гетерогенными. В тер-
модинамике чаще всего рассматриваются простые системы, которые
характеризуются тем, что каждая фаза имеет постоянные массу и
состав, поэтому для описания таких систем достаточно двух не-
зависимых переменных.

4.	Из основных законов механики следует, что объем системы
однозначно задается давлением (система изотропна, однородна и
изолирована). Однако опыт показывает, что существуют процессы,
в результате которых при р = сопз! изменяется объем. Такие
процессы называют термическими, а оболочки, окружающие си-
стемы и исключающие термические процессы, — адиабатическими.

5.	Если изолированная система состоит из трех фаз, отделен-
ных друг от друга диатермической (неадиабатической) перегород-
кой, а фазы первая и вторая находятся в равновесии с третьей
фазой, то они также находятся в равновесии друг с другом. Зна-
чит каждая фаза обладает измеримым свойством I = I (р, V)
такого рода, что из условия	и 4 = 4 следует уравнение

= 4 = * (Р> V)	(2.34)

где I — эмпирическая температура.

6.	Согласно основным положениям механики для перевода
системы адиабатическим путем из начального состояния (поло-
жение 1) в конечное (положение 2) всегда необходимо совершать
одинаковую работу, независимо от пути перехода. Эту работу
будем называть приростом внутренней энергии

2

(адиабатически),	(2.35)

где У — функция состояния, т. е. величина, дифференциал ко-
торой является полным дифференциалом переменных состояния.

7.	Для произвольного процесса 1 -> 2 под разностью между
приростом внутренней энергии и затраченной работой будем пони-
мать подведенную теплоту:

2	2

ре = - у1 -1	(2.зб)

или в дифференциальной форме

йУ = ^2 + ЙГ.	' ' (2.37)

Положения 6 и 7 представляют собой формулировку первого
начала термодинамики, которое можно записать в виде дифферен-
циального выражения

к

%Х{<1хь	(2.38)

где XI — функция одной или нескольких переменных хг = У,
хъ = V, ха = А и т. д. (здесь А — площадь); к — число перемен-
ных состояния.

8.	Второй закон термодинамики в теории Каратеодори форму-
лируется следующим образом: сколь угодно близко от любого со-
стояния гомогенной или гетерогенной системы существуют сосед-
ние состояния, не достижимые адиабатическим путем. Отсюда
можно найти условия, при выполнении которых будет существо-
вать интегрирующий делитель I (хх, ... , хк) для выражения (2.38),
т. е. отношение а($1 будет являться полным дифференциалом

(18 = ^/1,

где з — эмпирическая энтропия.

Эти условия сводятся к уравнению

дз/дх{ = дз/дХ} = • • • = дз/дхк =	Хк^‘ (2-39)

9.	Под абсолютными температурой и энтропией понимают
функции вида

Т = Сехр[]йр(/)^];	(2.40)

5 = С1 |ф(8)Й8 + С2,	(2.41)

где § (/) и Ф (з) — функции эмпирических температуры и энтро-
пии; С, Сх и С2 — константы.

Для квазистатических процессов согласно (2.36)—(2.41) можно
записать:

' к

Т йЗ = Ш + р (IV - X} (1X1.	(2.42)

1=2

Введение последнего члена позволяет учесть поверхностные
эффекты, влияние электрических и магнитных полей и т. д. Рас-
пространение положений 1—9 теории Каратеодори на открытые си-
стемы и химические реакции возможно только при расширении
аксиоматики, поскольку энтропия была определена из (2.41) только
для изолированной системы как функция состояния, не зависящая
от масс компонентов.

Основные положения термодинамики Гиббса [231. Расширение
аксиоматики, проведенное Гиббсом, удобно рассмотреть для одной
рабочей координаты V при сосуществовании двух фаз, представ-
ляющих собой закрытые подсистемы. Тогда уравнение (2.42) можно
записать в следующем виде:

таз = аи + Рау.	(2.43)

Каждая величина в правой части (2.43) связана с установле-
нием контактного равновесия (термического Тг = Т2 и механи-
ческого р! = р2 соответственно), которое можно зафиксировать
через подвижную перегородку, двигающуюся без трения. Перемен-
ные V и V будем называть экстенсивными параметрами х1.

Тогда можно сформулировать следующие свойства контактного
равновесия: а) каждое контактное равновесие можно получить за
счет адиабатической изоляции всей системы в целом; б) для экстен-
сивных параметров справедлив закон сохранения х)1’ + х)2> =
== сопз1; в) процессы, ведущие к равновесию, являются, адиаба-
тически необратимыми, поэтому энтропия всей системы при рав-
новесии имеет максимум (третье начало термодинамики); г) каж-
84
дое контактное равновесие определяет один интенсивный параметр
р*, для которого справедливо

Р;0) = Л(2) и =	(2.44)

Сравнивая (2.43) и (2.44), можно записать для интенсивных
параметров р* = МТ я р$ = р/Т. Исходя из приведенных опре-
делений и суммируя многочисленные экспериментальные данные,
можно заключить, что для числа молей пк каждого компонента
существует контактное равновесие, которое обладает перечислен-
ными выше свойствами. Тогда второе начало термодинамики
в общем виде можно сформулировать следующим образом. Для
каждой фазы а, содержащей пг компонентов, существует функция
состояния

5<а) = 5« (^<«>, у(«), х(«)) ..., 4“), „(«), ... ( 4“)),	(2.45)

называемая энтропией фазы и характеризующаяся четырьмя ос-
новными свойствами:

1)	дифференциал энтропии равен

тм (18м = (Шм + рм (IVм - Е —Е [4а)	(2-46)

/==2	Л=1

2)	при адиабатической изоляции (18	0;

3)	энтропия .функция аддитивная

5 = Е 5(а);	(2.47)

а

4)	величина Т<а> является универсальной функцией эмпири-
ческой температуры фазы.

Уравнение (2.46) называется фундаментальным уравнением
Гиббса, а величина — химическим потенциалом г-го вещества
в а-фазе:

4“> = —	.	(2.48)

к } )им, Vм, *}“>,

Так как энтропия изолированной системы никогда не уменьшается,
то условия равновесия были сформулированы Гиббсом посредством
виртуальных смещений 5 или Д при фиксированных значениях
рабочих координат

(65)у < 0 либо (6(/)а 0.	(2.49)

Перепишем фундаментальное уравнение Гиббса в энергетиче-
ском виде:

(Ш = Т(18-Р(1У +	(2.50)
В качестве независимых переменных в (2.50) используются только
экстенсивные параметры (8, V, х}, пг), которые трудно измерять
и контролировать. Интенсивные параметры (Т, р, X], р.) в боль-
шинстве случаев легко контролируются, поскольку определяются
через контактное равновесие, поэтому уравнение (2.50) удобно
преобразовать так, чтобы один или несколько интенсивных пара-
метров были введены в качестве независимых переменных при
сохранении полной информации о системе. Такую задачу можно
решить с помощью преобразований Лежандра. Полученные в ре-
зультате преобразований Лежандра трансформированные функции
называются термодинамическими потенциалами

где	(2.51)

При расчетах наиболее часто используют следующие термоди-
намические потенциалы:

энтальпию или теплосодержание Н = Н (8, р, пх, ... , ит);
Н = Н + рУ

(1Н = Т +	(2.52)

г=1

свободную энергию Гельмгольца Р = Р (Т, V, «!, ... , пт)!
Р = У — Т8

ар = —зат -Рау + Е	(2.53)

1=1

свободную энергию Гиббса О — О (Т, р; пг, ... , ит); 0 =
= V — Т8 + рУ

аа = —8 ат + у ар + Е аП(.	(2.54)

/==1

Используя (2.49), (2.52)—(2.54), условия равновесия можно
преобразовать

(бЯ)8,Р,„>0;	(6Г)г,у,п>0;	(6О)г>р>п>0. (2.55)

Среди всех потенциалов в (2.52)—-(2.54) О находит самое широкое
применение,' поскольку экстенсивными параметрами при постоян-
ных Тир являются только числа молей, которые легко измерять
й контролировать:

<?т,р=Х)Н^-	(2.56)

г=1

Общие условия равновесия гетерогенных систем. Рассмотрим
закрытую систему с одной рабочей координатой V, состоящую
из иг компонентов и »] фаз без учета внешних сил, поверхностных
эффектов и химических реакций. Тогда условие равновесия (2.49)
для каждой фазы будет иметь вид

6^'“’ = 7(а) б5(а) _ р(а) + 2 |Д“> Зл1а);

(2-57)

= ?(Ч) б5(Ч) _ р(п) 6у01) + И(Ч) б„(Ч).

1=1

при этом выполняются дополнительные условия:

Е б17(а) = 0; Е 85'“’ = 0; Е 60“’ = 0; Е Ма) = 0. (2.58)
«=1	а=1	а=1	а=1

Решение такой экстремальной задачи можно провести методом
неопределенных множителей Лагранжа. В результате получим об-
щие условия равновесия фаз в гетерогенной системе: термическое
равновесие Т(и) = Т(|3) = ... = Т^; механическое равновесие
р(«) = р(₽) = ... = р(п) и химическое равновесие р<“> =	=

= ... = р<Т)). Если учесть возможность протекания химических
реакций, записав уравнение реакций в наиболее общем виде

Е ^В( = 0,	(2.59)

1=1

то условие химического равновесия будет следующим:

Е 'йн = 0,	(2.60)

1=1

где V} — стехиометрический коэффициент Вг-го вещества.

Уравнение (2.60) является основным при анализе химических
процессов, протекающих при взаимодействии газовой фазы с по-
верхностью материала.

Условия равновесия с учетом поверхностных явлений. Процесс
образования поверхности кристалла проще всего представить как
газофазное осаждение мономолекулярной пленки на исходную
поверхность при условиях, близких к равновесным (2.49). Мини-
мальную работу, которую необходимо совершить для реализации
такого процесса, называют поверхностным натяжением у:

У =	(2.61)

где А — площадь поверхности.

Если пленка является мономолекулярной, то создание эле-
мента поверхности с1А можно условно заменить растяжением
исходной поверхности под действием тангенциальных напряжений.
Пусть тр — время релаксации возникающих тангенциальных на-
пряжений, а тд — время протекания процесса деформации под
действием напряжений. Тогда, если тр < тд, то натяжение у
будет постоянной величиной, а образование элемента поверхности
<1А можно представить как процесс выхода атомов кристалла из
(2.63)

(2.64)

объема на поверхность. Если же тд тр, то последнее будет
несправедливо. В этом случае вводится понятие поверхностного
напряжения <тА и полной работы образования элемента д.А:

№ = оАаА.	(2.62)

Если поверхность имеет заданную ориентацию (задан единич-
ный вектор поверхности т), то удобно ввести в рассмотрение по-
верхностный потенциал йл

= уЛ.

Отсюда нетрудно установить связь между у и сгл:

= (1&А = у<1А -ф- Айу;

, л ду
°А ~ ~0А" - V + -дХ •

Из (2.64) следует, что при постоянстве у величины у и <гл
равны.

Рассмотрим сначала двухфазную систему, в которой одна
из фаз является кристаллической, т. е. ее поверхностное натяже-
ние зависит от, ориентации поверхности относительно элементов
симметрии кристалла. Для описания такой системы удобно поль-
зоваться большим термодинамическим потенциалом:

к

Й = Й (7, V, Их, ..., цт); Й = — рУ 4- Е (2.65)

/=2

или в более конкретном виде:

= — Ркр^кр - Р0У0 + йл; йл = |убМ, (2.66)

А

где йл — поверхностный потенциал; Укр и Уо — объемы кристал-
лической и жидкой фаз; ркр и р0 — давления в кристаллической
и жидкой фазах.

Тогда условие равновесия Гиббса приводит к вариационной
задаче типа

6Й = _Ркр б]7кр - Ро 67О -р б | у О;

6Укр = -6ГО,	= 0,	(2’67)

где У2 — суммарный объем.

При учете сил поверхностного натяжения оказывается, что
в равновесных условиях давления фаз не обязательно равны между
собой и разность между ними, называемая поверхностным давле-
нием, обусловлена искривленностью границы раздела:

Дп = Ркр - До =	•	(2-68)

Пусть на линии единичной длины происходит пересечение трех
поверхностей, имеющих натяжения у7- (] = 1, 2, 3) и разделяю-
88
щих фазы. В случае, когда каждое из натяжений у; не зависит от
ориентации поверхности раздела, условие равновесия Гиббса
можно записать следующим образом:

з

2 у,т, = 0,	(2.69)

/=1

где — сила, приложенная к единице длины линии границы
и действующая в направлении вектора

Таким образом, в изотропном случае условие равновесия сво-
дится к равенству нулю равнодействующей сил поверхностного
натяжения. В случае, когда все у^ одинаковы (гомогенный изо-
тропный монокристалл) в равновесных условиях будет формиро-1
ваться тройной стык с углами по 120°. Если же натяжение поверх-
ностей раздела зависит от их ориентации, то условие равновесия
будет иметь следующий вид:

Ё [ТА+ (&) »,] -о,	(2.70)

/“1

где 9у — углы между нормалями и лг к поверхностям раздела.

Характерным в этом случае является присутствие в (2.70) век-
торов (<Эу/<Э0^) №], благодаря которым поверхности испытывают
на себе действие вращающих моментов, стремящихся повернуть
поверхность вокруг точки О.

Полученные с учетом поверхностных эффектов условия равно-
весия (2.69), (2.70) особенно важны при анализе таких процессов,
как рост кристаллов на стадии зародышеобразования, твердофаз-
ные реакции, коррозия и т. д. Конкретные методики термодина-
мического анализа, используемые на практике, будут рассмотрены
при описании физико-химического состояния поверхностного слоя
при эксплуатации деталей (гл. 3).

2.4.	ЭЛЕМЕНТНЫЙ СОСТАВ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ

Сингулярные поверхности при Т -*-0 являются гладкими в от-
личие от вицинальных поверхностей, которые вследствие разориен-
тировки имеют ступени и террасы (рис. 2.19). При значительных
температурах 0 <$( Т < Тал сингулярность нарушается, а на сту-
пенях и террасах вицинальных поверхностей, согласно Френкелю,
Странскому и Косселю, появляются изломы, выступы, вакансии
и адсорбированные атомы. Френкель, Бартон, Кабрера и Франк
показали, что концентрация изломов на ступени реального кри-
сталла всегда велика и может быть рассчитана с помощью уравне-
ния

х0 = ±-г0ехр(у7/кГ),	(2.71)

где х0 — среднее расстояние между изломами; г0 — расстояние
между атомами в направлении ступени; 1Г — энергия, необходи-
мая для образования излома; к — константа Больцмана.
Рис. 2.19. Схематическое изображение ви-
цинальной поверхности кристалла при по-
вышенных температурах 0< Т< Тпл:
/ — терраса; 2 — ступень; 3 — выступ; 4 — из-
лом; ё — адсорбированный атом; в — вакансия

Валентные
уровни

Рис. 2.20. Схема оже-процесса: вы-
бивание электрона 1 с внутреннего
уровня вызывает переход электро-
на 2, сопровождающийся эмиссией
оже-электрона 3

Внутренние
уровни

При обычных условиях №/кТ = 8, поэтому х0 достигает ве-
личин ~ 4г0. Кроме того, наличие дефектов поверхности вызвано
не только термическими флуктуациями, но и выходом на поверх-
ность дислокаций. На реальной поверхности кристалла, находя-
щейся в контакте с газовой фазой (окружающей средой) возможно
протекание следующих процессов: физическая адсорбция атомов;
десорбция адсорбированных атомов; диффузия по поверхности;
переход атомов в хемосорбированное состояние; химические реак-
ции на поверхности; абсорбция хемосорбированных, атомов;
твердофазные реакции в поверхностном слое; выход атомов из’
объема на поверхность; химические реакции между хемосорбиро-
ванными и вышедшими на поверхность из объема атомами; десорб-
ция продуктов реакции и т. д. Очевидно, что совокупность пере-
численных выше процессов будет в значительной мере определять
химический и фазовый составы поверхностного слоя. Получить
надежную-информацию о скорости и степени протекания каждой
стадии расчетными методами практически невозможно, поэтому
при исследовании химического и фазового составов поверхностных
слоев обычно используют экспериментальные методы анализа.

Методы определения элементного состава поверхностного слоя
деталей. Разработано большое число методов анализа элементного
состава поверхностных слоев материалов, но рассмотреть даже
кратко большинство из них в рамках данной книги невозможно,
поэтому остановимся на тех, которые широко применяют не только
в исследовательских работах, но и в промышленности. Рассмат-
риваемые методы относятся к разрушающим методам контроля
состояния поверхностного слоя, поскольку для построения кон-
центрационного профиля необходимо послойное удаление мате-
риала. Этого добиваются путем распыления поверхностных слоев
пучком ионов инертных газов (обычно Аг+) с энергией 1 ... 10 кэВ,
химическим или электрохимическим травлением и т. д. Определив
скорость травления, можно рассчитать глубину анализируемого
слоя и построить профили концентраций элементов (распределе-
ние по глубине).
Рис. 2.21. Кривые (Е) и (ЕН (Е)/<1Е энергетического распределения вторичных
электронов при энергии первичного пучка Ер

В 1925 г. П. Оже, работая с рентгеновскими лучами, обнару-
жил, что эмиссия одного электрона часто сопровождается эмис-
сией второго, причем скорость второго значительно ниже, а на-
правления обоих электронов не коррелированы. Оже-процесс
(рис. 2.20) является совокупностью релаксационных изменений
в электронной оболочке атома, вызванных выходом первичного
электрона. Иначе говоря, образование оже-электрона является
следствием кулоновской перестройки электронной оболочки атома.
Лендер в 1953 г. предложил использовать оже-процесс для изу-
чения элементного состава поверхностных слоев, однако реали-
зовать эту идею удалось только в 1968 г. Харрису, который раз-
работал способ регистрации оже-электронов с помощью электрон-
ного дифференцирования полученной кривой распределения элек-
тронов по энергиям (рис. 2.21). Данный метод получил название
электронной оже-спектроскопии (ЭОС). Из рис. 2.21 следует, что
на кривой ^ = ^ (Е) можно выделить три зоны: А — электроны,
испытавшие упругое рассеяние на поверхности; В — зона харак-
теристических потерь энергии; С — вторичные медленные элек-
троны. На высоко- и низкоэнергетические области зон Си В соот-
ветственно накладываются небольшие по абсолютной величине
пики 3, 4, 5, которые образованы оже-электронами. Электронное
дифференцирование кривой ТУ (В) позволяет точно зафиксировать
оже-пики и выделить их из общего фона (рис. 2.21).

Все элементы периодической системы имеют оже-пики (за ис-
ключением водорода и гелия). Высокая чувствительность метода
ЭОС к состоянию поверхностных слоев материала обусловлена
небольшими величинами глубины выхода оже-электронов 0,4 ...
3,0 нм. Это позволяет получать информацию от 2 ... 5 моноатомных
слоев. Чувствительность же по отношению к содержанию компо-
нентов в исследуемом веществе ограничивается шумами в исполь-
зуемой аппаратуре и обычно не превышает 0,1 %, хотя теорети-
ческие оценки дают значения на три порядка меньше 10“4 %.

Принципиальная схема оже-спектрометра представлена на
рис. 2.22. Наиболее важными узлами установки являются вакуум-
Рис. 2.22. Схема оже-спек-
трометра:

1,3 — электронные пушки; 2 —
барабан с образцами; 4 — источ-
ник питания; 5 — самописец;
6 — синхронный детектор; 7 —
электронный умножитель; 8 —
магнитная защита; 9 — иоииая
пушка

ная система, позволя-
ющая создавать оста-
точное разрежение р <
< 10-в Па, ионная и
электронная пушки,
энергоанализатор типа

цилиндрического зер-
кала, электронный умножитель и блок регистрации. Высокий
вакуум необходим для того, чтобы, с одной стороны, уменьшить
скорость адсорбции остаточных газов на поверхности образца,
а с другой — исключить возможность столкновений оже-электро-
нов с компонентами газовой фазы. Получаемая информация выво-
дится на телевизионный экран и двухкоординатный само-

писец.

Типичный оже-спектр, полученный при анализе образца из
сплава ВЖЛ12У без предварительной очистки поверхности, при-
веден на рис. 2.23. Поверхностный слой материала загрязнен при-
месными элементами (С, О) до такой степени, что компоненты
матрицы (№, Сг, Со, Мо и др.) практически не идентифицируются.
Для сравнения на рис. 2.24 приведен спектр, полученный после
ионного травления того же образца в течение 45 мин. На этом этапе
исследования проводится качественный анализ элементного со-
става, который реализуется путем сравнения полученного спектра
с эталонными спектрами, записанными при предварительном
изучении свойств элементов таблицы Менделеева. Такие данные
приведены в работе [118] или могут быть табулированы для каж-
дого конкретного спектрометра.

Рис. 2.23. Оже-спектр сплава ВЖЛ12У,
полученный через 1 мин травления Аг+
(числа у пиков характеризуют энергию,
эВ)

Рис. 2.24. Оже-спектр сплава ВЖЛ12У,
полученный через 45 мии травления
Аг+ (числа у пиков характеризуют энер-
гию, эВ)
При оптимизации технологических процессов и разработке
новых материалов необходимо иметь не только качественную, но
и количественную информацию об элементном составе поверхност-
ных слоев. Используя ЭОС, такие данные можно получать, уста-
новив связь между током оже-электронов 1а и атомной концентра-
цией этого элемента Са.

Для количественного анализа на практике используют две
методики: коэффициентов элементной чувствительности [117, 118]
и чистых стандартов (элементов) с матричными поправками. Сог-
ласно этим методикам постулируется линейная зависимость между
оже-током 1а (высота оже-пика на спектре реак 1о реак) и атомной
концентрацией:

1а — ЗаСа сопз1,	(2.72)

где За — относительная чувствительность элемента а.

Тогда для произвольного элемента 0 получим

(2-73>

а

Получаемая информация носит скорее полуколичественный
характер. Относительная чувствительность элемента устанавли-
вается путем эталонирования в идентичных условиях. Перед сня-
тием каждого спектра-эталона проводится калибровка по образцу
серебра, коэффициент элементной чувствительности которого для
оже-пика, соответствующего энергии 352 эВ, принимается равным
единице. Тогда 8$ определяется следующим образом:

5Р = 7Р (Е)/1Аг (352 эВ).

Методика чистых стандартов с матричными поправками тоже
применима только для однородных и гомогенных систем, однако
в данном случае частично учитывается влияние матрицы, а также
избирательность травления. Последнее реализуется из решения
системы дифференциальных уравнений, записанной Фарманом
[1171:

(	п \

-Х1У1 + х< 2 х1У{ 7, 1 = 1,2.......п, (2.74)

/=1 /

где Ус — равновесный коэффициент травления; — концентра-
ция с поправкой; 7 — плотность потока ионов Аг*.

После 30 ... 40 мин травления поверхности образца ионами Аг*
обычно достигается состояние динамического равновесия. В этом
случае концентрацию ьго элемента можно определить следующим
образом:

=	(2.75)

хаУа

/
Рис. 2.25. Схема рентгеновского элек-
тронного спектрометра:

1 — рентгеновская трубка; 2 — образец;

3 — электронный монохроматор; 4 — де-
тектор; 5 — магнитная защита

250	235	230	225 Е,зВ

Рис. 2.26. Линии 3<1 — Мо в спектрах
Мо52 (/) и МоО3 (2). Пику Е-226 эВ в
спектре Мо8а соответствует линия 25-
серы

Согласно оценкам Чанга и В. А. Горелика случайная ошибка
при определении элементного состава с помощью описанных выше
методик не превышает 30 и 8 % соответственно.

Рентгеновская электронная спектроскопия для химического
анализа (ЭСХА) основана на известном явлении фотоэффекта с ис-
пользованием монохроматического рентгеновского излучения. Тео-
ретические основы метода ЭСХА были заложены еще Эйнштейном
в 1905 г. при объяснении фотоэффекта:

/IV = гсв + ^кии,	(2.76)

где Есв — энергия связи электрона в металле; Екин — кинети-
ческая энергия электрона после фотоионизации.

Зная энергию фотона йу и измеряя Екин> согласно (2.76)
легко рассчитать энергию связи или ионизации, характеризую-
щие химическую связь атомов. Поскольку для каждого элемента
существует специфический набор значений Дсв, то по ним можно
судить об элементном составе. Так как глубина выхода фотоэлек-
тронов составляет несколько моноатомных слоев ~ 5 нм, ЭСХА
может быть использована для исследования состояния поверх-
ностного слоя. В отличие от оже-спектрометра в рентгеноэлек-
тронный спектрометр (рис. 2.25) встроены рентгеновский источник
и электронный монохроматор. Для возбуждения атомов мишени
используется характеристическое излучение анода рентгеновской
трубки, который обычно изготавливается из А1 или М§. Моно-
хроматизация рентгеновского излучения осуществляется набором
фильтров или специальных кристаллов, размещаемых между
трубкой и образцом. Для фокусировки электронов используют
магнитные, электростатические, дисперсные и бездисперсные ана-
лизаторы [68]. Чувствительность метода ЭСХА достигает 10"1 ...
10-2 %. Так как ширина рентгеноэлектронных линий 0,5 ... 2 эВ
(в отличие от 10 ... 15 эВ для оже-пиков) ЭСХА позволяет полу-
94
Рис. 2.27. Схема ВИМС:

/ — образец; 2 — разделяющее устрой-
ство; 3 — детектор; 4 — записывающее
устройство; 6 — ЭВМ

чать информацию не только
о химическом, но и о фазовом
составе поверхностных слоев
(об этом можно судить по
сдвигу пиков и изменению
их формы). Последнее огра-

ничено существующим набором измеренных стандартных энергий
связи для различных соединений [68]. Влияние фазового состава
на вид спектра иллюстрируется на рис. 2.26.

Количественный анализ химического состава поверхности ос-
нован на предположении о линейной зависимости между интен-
сивностью линий и концентрацией исследуемого элемента (сг).

Тогда для отношения интенсивностей каких-либо двух линий

спектра можно записать соотношение:

/а А с3 ’

(2.77)

где А — константа.

Выражение (2.77) позволяет определять отношение концентра-
ций и контролировать химический состав поверхности ис-
следуемого материала. Относительная погрешность в этом случае
не превышает 20 %. Более точный расчет возможен при использо-
вании методики градуировочных кривых (10 ... 15 %).

В настоящее время вторичная ионная масс-спектроскопия
(ВИМС) -благодаря достижениям электроники и развитию теорети-
ческих основ метода используется для анализа элементного состава
даже мономолекулярных поверхностных слоев. Действительно,
ВИМС позволяет получать информацию о химическом составе
слоя толщиной 0,3 ... 0,5 нм, причем чувствительность в среднем
равна 10“4 %, что в сочетании с другими достоинствами метода
(относительно высокое пространственное разрешение ~0,1 мкм,
возможность получения информации о присутствующих в мате-
риале химических соединениях и т. д.) выводит его на одно из
первых мест по достоверности получаемых данных среди всех
известных спектроскопических методов.

Сущность ВИМС состоит в переводе поверхностного слоя мате-
риала в газовую фазу и в разделении атомных и молекулярных
ионов по отношению их зарядов к массам (рис. 2.27). При прове-
дении количественного анализа, когда необходимо определить
концентрацию 1-го элемента по измеренному току вторичных
ионов с поправкой на изотопный состав элемента массы
обычно используют основную формулу ВИМС:



(2.78)

95
где /р — сила тока первичных ионов; р* — степень ионизации:
с — относительная концентрация (отношение фактического числа
атомов г-го элемента с учетом всех изотопов к максимально воз-
можному числу атомов в 1 см8); / — коэффициент пропускания
анализатора.

Зная скорость распыления и анализируя регистрируемые масс-
спектры, получают концентрационные профили. Благодаря воз-
можности широко варьировать скорость распыления (~10~4 ...
10 мкм/ч) высоковакуумные установки, позволяют,не реализовать
метод ВИМС, используют для химического анализа слоев толщи-
ной 10"*.., 100 мкм и более Таким образом, ВИМС применяют
для исследования как процессов адсорбции и десорбции, роста
кристаллов, фазообразования, так и при изучении влияния раз-
личных видов обработки на химический и фазовый составы мате-
риалов деталей машин.

При химическом анализе поверхностных слоев материалов де-
талей машин наиболее часто используют количественный рентге-
новский микроанализ (РМА) 186]. Это объясняется доступностью,
относительной простотой и законченностью методических разрабо-
ток, а также надежностью получаемой информации.

В настоящее время используются два типа спектрометров:
с дисперсией по длинам волн (кристалл-дифракционный спектро-
метр КДС); с дисперсией по энергии (энерго-дисперсионный спек-
трометр ЭДС). Принцип работы микроанализатора с КДС состоит
в следующем. Рентгеновское излучение, генерируемое в поверх-
ностном слое образца при бомбардировке электронным пучком,
взаимодействует с поверхностью кристалл-анализатора, дифраги-
руя согласно закону Вульфа — Брэгга, и регистрируется про-
порциональным счетчиком. На ленте самописца осуществляется
непрерывная запись распределения интенсивности рентгеновского
излучения в зависимости от угла поворота кристалл-анализатора,
что позволяет связать положение пиков с длинами волн X макси-
мумов рентгеновского излучения, характерными для присутствую-
щих в образцах элементов в соответствии с законами Вульфа —
Брэгга (2.20) и Мозли:

X = в/(г — С)\	(2.79)

где В и С — константы; а — атомный номер элемента.

ЭДС позволяет непосредственно измерять энергию квантов
рентгеновского излучения.

Для идентификации элементов используют стандартные таб-
лицы [86]. При проведении качественного РМА необходимо иметь
следующую априорную информацию: список точных значений
энергии характеристических рентгеновских пиков для каждого
элемента; данные о сериях рентгеновских пиков для данного эле-
мента. Такая информация обычно приводится в справочниках
в виде таблиц и графиков, а также может быть получена путем
эталонирования в идентичных условиях.
Присутствие в спектре всех возможных линий элемента повы-
шает достоверность в его идентификации, что особенно важно при
малых содержаниях элемента в материале (менее 0,5 %).

Для количественного РМА обычно используют методику трех
поправок,  предложенную Кастеном. Сущность ее заключается
в измерении интенсивности рентгеновского излучения, зарегистри-
рованного при съемке образца Ц и эталона в идентичных усло-
виях, и расчете концентрации по формуле

с^1АВ)г-/^	(2.80)

где 2 — фактор рассеяния и торможения электронов в образце
и эталоне; А — фактор поглощения; Р — фактор флуоресценции.

Расчет /АГ-поправки осуществляется на ЭВМ итерационними
методами. Относительная ошибка при использовании методики
Кастена достигает 1 ... 5 %, но может быть уменьшена до 10”8и...
10"4 % введением дополнительных поправок.

РМА, реализуемый в соответствии с основными положениями
методики Кастена, применяют при определении химического
состава достаточно толстых поверхностных слоев, поскольку глу-
бина выхода рентгеновского излучения достигает около 1 мкм.
Следует отметить, что с помощью РМА стало возможным исследо-
вать и тонкие поверхностные слои (^60 нм), однако методика та-
ких измерений достаточно сложна и трудоемка [10].

Сравнительная характеристика методов анализа химического
состава поверхностных слоев приведена в табл. 2.2. Сравнение
рассмотренных методов позволяет выявить возможности их при-
менения и выбрать тот или иной метод для решения поставленной
задачи.

Адсорбционная зона поверхностного слоя. Рассмотрим сово-
купность процессов, протекающих на поверхности реального кри-
сталла (см. рис. 2.19), находящегося под воздействием многокомпо-
нентной газовой фазы при температуре Т, если парциальные дав-
ления компонентов равны Р,. При выполнении условий равновесия
(2.49), (2.55), (2.59), (2.70) тепломассопереноса между фазами не
происходит. Если же условия равновесия не зафиксированы, то
возможен преимущественный переход атомов кристалла в газовую
фазу и, наоборот, атомов газовой фазы на поверхность металла.
Последняя ситуация реализуется, например, в случае, когда
реальное парциальное давление Агго компонента больше давления
р°с его насыщенных паров. Величина бр,- =	— р? называется

абсолютным пересыщением газовой фазы по Аг-му компоненту и
является движущей силой процесса массопереноса. На начальной
стадии при 6р1 > 0 протекает физическая адсорбция атомов Аггр
компонента, под которой понимают обогащение поверхности одним
или несколькими элементами. Отсюда следует, что поверхность
любого конструкционного материала, используемого в машино-
строении, чаще всего будет обогащена адсорбированными эле-

4 Сулина А. М. и да.	97
2,2. Характеристика методов анализа химического состава
поверхностных слоев

Получаемая инфор- мация	Метод анализа			
	ЭОС	ЭСХА"	ВИМС	РМА
Диапазон анализи- руемых элементов (2 — атомный номер)	2> 3	2>2	2> 1 >Н	2>4
Вид анализа	Количествен- ный для гомо- генных си- стем, для остальных си- стем — полу- количествен- ный	Полуколичественный		Количе- ственный для эле- мента 2> И
Точность анализа, %	8 ... 10	5 ... 10	50	10“«
Чувствительность, %	0,1	0,01	Ю-4	0,01
Толщина зоны отбора информации	0,4 нм	0,8 ... 4 нм	0,4 нм	—1 мкм

ментами окружающей среды. От физической адсорбции обычно
отделяют хемосорбцию (в совокупности их называют просто
адсорбцией). Качественно эти два явления отличаются тем, что
физическая адсорбция является неактивированной и обратимой.
Однако хемосорбция, необратимая при одних условиях, может
быть обратимой и неактивированной в других условиях [88].

Важнейшими характеристиками процесса адсорбции являются
вероятность прилипания х, степень заполнения 0* и изостериче-
ская теплота адсорбции <?51:

х = уая/у2;	(2.81)

0* = ЛГадЖ;	(2.82)

(2.83)

где уад — число столкновений молекул газовой фазы с поверх-
ностью, приводящих к адсорбции; — общее число столкнове-
ний; Л^ад — число заполненных адсорбционных мест; — число
доступных адсорбционных мест.

Зависимость 0* от давления при постоянной температуре
называется изотермой адсорбции:

0* = 0* (р)г.	(2.84)
Рис. 2.28. Оже-спектры жаропрочных железо-никелевого и титанового сплавов:
а — после 1 ч травления поверхности ионами Аг+; б — после отключения ионной пушки
на 12 ч

Согласно классификации Брунауэра, Деминга и Теллера раз-
личают шесть типов изотерм. Наиболее известными из них яв-
ляются изотермы / и II типов, которые могут быть описаны урав-
нениями Ленгмюра 9* = Кр/(\ + Кр)> Темкина 0* = Сх 1п (С2Кр)
и Фрейндлиха 0* = Сгр1/Сз, где К, Сг и С2 — эмпирические кон-
станты. Скорость адсорбции можно оценить с помощью видоиз-
мененной формулы Ленгмюра:

п = н^к Р ехР (—<781/#Т)

Пт гт<0

где п — число адсорбированных молей; пт — емкость монослоя;
Ук — кинетический параметр; гт — число свободных мест, при-
ходящихся на единицу поверхности; со — частота колебаний
молекулы в направлении нормали к поверхности.

Оценки, проведенные по уравнению (2.85), показали, что при
вакууме 1,33-10-4 Па моноатомный слой на активных поверх-
ностях образуется уже через ~ 1 с. Даже при р = 1,33-10~8 Па
за 30 мин адсорбируются значительные доли монослоя О и С.

Таким образом, результаты теоретического рассмотрения одно-
значно указывают на существование адсорбционной зоны, харак-
теризующейся элементным составом, значительно отличающимся
от состава объема материала. Этот факт подтверждают эксперимен-
тальные данные [881. Так, например, на рис. 2.28 приведены оже-
спектры, полученные для жаропрочных железо-никелевого и
титанового сплавов в процессе ионного травления поверхности
(т8Р = 1 ч) и после отключения ионной пушки на 12 ч при
вакууме не ниже 10-в Па. Из рис. 2.28 следует, что поверх-
ности сплавов загрязнены адсорбированными атомами С, которые
присутствуют в атмосфере остаточного вакуума в виде углеводо-
родов. Избавиться от адсорбированных атомов удается только
в результате пятиминутного травления поверхности ионами Аг*
(Е = 3 кэВ) или посредством высокотемпературного отжига.

Наиболее подробно изучены процессы адсорбции Н2, Ы2, СО,
О2 и ряда металлов на монокристаллах ^7 и № [881 при темпера-
турах 77 К и 300 К. Показано, что скорость адсорбции зависит
от ориентации кристаллографических граней и микрошерохова-
тости вицинальных поверхностей. Адсорбированные атомы и мо-
лекулы находятся на поверхности, как в свободном состоянии,
так и в виде «островков» новых сложных фаз (оксиды, нитриды,,
карбиды и т. д.). В последнем случае удалить хемосорбированные
атомы намного сложнее (особенно при наличии оксидных остров-
ков). Например, авторам работы [44] не удалось даже в резуль-
тате часового отжига при 2000 К получить поверхность кристалла
2гО2 + 30 % У2О3, свободную от углерода.

Зона адсорбированных на вицинальных поверхностях атомов
обычно не превышает 5 ... 10 моноатомных слоев, причем наличие
этой области характерно даже для особочистых веществ. Основ-
ными компонентами зоны адсорбированных атомов являются С, О,
Ы, Н, 8 и различные соединения, содержащие эти элементы. Кон-
центрация С может достигать 60 ... 90 %.

Абсорбционная зона поверхностного слоя. Абсорбцией назы-
вается процесс проникновения адсорбированных атомов в решетку
твердого тела.

С практической точки зрения значительно больший интерес по
сравнению с адсорбцией вызывает абсорбция примесных атомов,
поскольку последняя приводит не только к изменению химического
состава материала, но и к образованию новых фазовых состав-
ляющих системы металл — примесь (в частности, Ме—В, Ме—С,
Ме—О). Механизмы абсорбции различны, причем основными из
них являются концентрационная и термическая диффузия, капил-
лярная конценсация в порах, радиационно-стимулированная диф-
фузия и др. Толщина абсорбционной зоны обычно достигает 10-1 ...
104 2 мкм. Она состоит как минимум из трех областей: области
химических соединений, переходной области и области .твердых
растворов. Образование первой области чаще всего протекает
при Повышенных температурах (больше 300 ... 600 °С), причем
лимитирующей стадией является либо химическая реакция типа
Ме + О2 ч=ь МехОз,, либо диффузия элементов [32].

Переходная область характеризуется наличием вкраплений
различных фаз в матрицу сплава. Наконец, область твердых ра-
створов отличается от матрицы более значительными концентра-
циями примесных элементов. В качестве примера приведем рас-
пределение фазовых составляющих в приповерхностной зоне
100
Рис. 2.29. Зависимость концентрации фаз в стали Х18Н10Т от глубины слоя:
1 — Ее3О3 + Ге3О4; 2 — Ре; 3 — Сг2О3; 4 — Сг; температура поверхности при обработке
530 (а), 750 (б); 1200 °С (а)

хромоникелевой стали 12Х18Н10Т, облученной на воздухе неоди-
мовым лазером в режиме хаотической свободной генерации с энер-
гией в импульсе до 40 Дж длительностью 10-3 с (рис. 2.29) [42].
Глубина абсорбционной зоны с увеличением температуры поверх-
ности при обработке БЗО ... 1200 °С возрастает от 0,1 мкм до
50 мкм соответственно. Провести же четкие границы между об-
ластью химических соединений, переходной областью и областью
твердых растворов в данном случае не удается.

Химический состав поверхностного слоя литых деталей. Во
многих случаях заготовки деталей машин получают методом точ-
ного литья. Поскольку используемые в машиностроении стали и
сплавы представляют собой многокомпонентные, а чаще всего
и гетерогенные системы, можно предположить, что элементные
составы поверхностного слоя и матрицы после литья должны отли-
чаться. Действительно, для литых деталей из жаропрочных ни-
келевых сплавов характерно в поверхностном слое повышенное
содержание V/ и пониженное А1, Сг, Т1 [55]. Объяснить характер
регистрируемого распределения проще всего для кристаллизации
бинарных сплавов, когда концентрация одного из компонентов
мала.

В этом случае линии ликвидуса и солидуса на диаграмме
состояния состав — свойство можно считать прямыми. Тогда,
характеризуя процесс кристаллизации в равновесных условиях
с помощью коэффициента распределения к0, который представляет
собой отношение концентраций примесного элемента в твердой
ст и жидкой сж фазах (к0 = ств/сж), можно определить концен-
трации примеси в первом выпавшем кристалле скр = йосо и в по-
следней капле жидкости сж = с0/к0 (с0 — концентрация примеси
в исходном расплаве). Очевидно, что примеси, для которых к0 < 1,
будут оттесняться фронтом кристаллизации в жидкую фазу и,
наоборот, при к0 > 1 примесные элементы будут концентриро-
ваться в твердой фазе.

Приведенные рассуждения справедливы и при анализе экспе-
риментальных концентрационных кривых распределения элемен-
тов по глубине монокристаллических заготовок, полученных ме-
тодами направленной кристаллизации или зонной плавки. В этом
случае распределение концентраций элементов описывается экспо-
ненциальной функцией и имеет два характерных скачка в начале
и конце слитка. Для получения более однородных по химиче-
скому составу образцов концы слитков обрезают.

Химический состав поверхностного слоя после обработки ре-
занием. В деталях после лезвийной и абразивной обработки из-
менение химического состава поверхностного слоя обусловлено
следующими причинами: 1) адсорбцией и абсорбцией элементов
режущего инструмента при его контакте с обрабатываемой поверх-
ностью заготовки; 2) возникновением температурных градиентов
в поверхностном слое; 3) различием в коэффициентах распределе-
ния и диффузии матричных элементов; 4) налипанием микро-
частиц материала на режущий инструмент и «размазыванием» их
по поверхности детали; 5) «микрометаллургическими» процессами,
протекающими при размазывании микровключений по обраба-
тываемой поверхности при высоких локальных температурах;
6) адсорбцией и абсорбцией элементов, входящих в состав СОЖ.
В качестве подтверждения таких заключений приведем ряд экс-
периментальных данных.

Полученные результаты РМА поверхностных слоев никельхром-
кобальтовых жаропрочных сплавов, подвергнутых лезвийной об-
работке твердосплавным инструментом (чистовое точение и фрезе-
рование), показали, что взаимное диффузионное растворение ин-
струментального и обрабатываемого материалов протекает только
начиная со средней температуры резания 750 °С. Отмечается также
выкрашивание и унос силами адгезии частиц твердого сплава,
разупрочненного диффузионными процессами. Следует подчерк-
нуть, что зафиксировать начало протекания диффузионных про-
цессов при более низких температурах не удалось, поскольку глу-
бина выхода рентгеновских лучей составляет 1 мкм [661.

Результаты оже-анализа сплавов на основе Мо и СЬ после
шлифования и полирования показали, что при полировании наблю-
дается избирательное вытравливание Ре. При шлифовании отме-
чено термическое активирование окислительных процессов и обо-
гащение поверхностного слоя железом [20].

Методом ЭОС было показано, что при шлифовании и полиро-
вании поверхность сплава ВЖЛ12У обогащается Со и Ре и за-
грязняется примесями С и О.	<

При исследовании элементного состава шлифованных образцов
из сплава ВЖЛ12У, подвергнутых ионному легированию Мо (тем-
пература облучения 650 °С) обнаружено «размазывание» микро-
включений на основе молибдена по поверхности.
Приведенные экспериментальные данные, а также общетеоре-
тические соображения указывают на существенную разницу эле-
ментных составов поверхностного слоя и матрицы в процессе по-
лучения и обработки заготовки детали.

2.5.	ОСТАТОЧНЫЕ НАПРЯЖЕНИЯ

Остаточными напряжениями принято называть такие напряже-
ния, которые существуют и уравновешиваются внутри твердого
тела после устранения причин, вызвавших их появление. Появле-
ние остаточных напряжений связано с условиями изготовления и
эксплуатации деталей.

Н. Н. Давиденков предложил классифицировать эти напря-
жения по протяженности их силового поля:

напряжения I рода (макронапряжения) охватывают макрообъе-
мы, соизмеримые с размерами детали;

напряжения II рода (микронапряжения) распространяются
в микрообъемах (отдельных зернах, блоках и их группах);

напряжения III рода локализуются в субмикрообъемах, линей-
ный размер которых соизмерим по величине с межатомным рас-
стоянием. Считается, что эти напряжения вызываются точечными
дефектами. Последние приводят к смещению атомов из узлов ре-
шетки (статическим искажениям).

Макронапряжения. Остаточные напряжения в детали возни-
кают в результате воздействия различных технологических про-
цессов при ее изготовлении.

Каждый технологический процесс, участвующий в механизме
образования остаточных напряжений детали, имеет свои особен-
ности, но в основе его лежит необратимое неоднородное распре-
деление деформации по объему детали.

Неоднородное деформированное состояние детали может воз-
никнуть:

после неоднородной пластической деформации в результате
обработки металла или заготовки волочением, прокаткой, ковкой,
холодной правкой, резанием, поверхностным пластическим дефор-
мированием, а также вследствие неоднородной пластической де-
формации при нагреве и охлаждении;

вследствие неоднородного изменения объема при - фазовых -
превращениях как в твердом состоянии (закалка, старение, це-
ментация стали твердым карбюризатором и другие физико-хими-
ческие процессы), так и при неоднородном протекании фазовых
превращений из жидкого в твердое состояние и, наоборот (цемен-
тация в жидких ваннах, электролитическое осаждение металлов,
усадка при кристаллизации отливки), а также из твердого в газо-
образное состояние и, наоборот (азотирование, цианирование и
газовая цементация стали).

В реальных условиях остаточные напряжения обычно возни-
кают при одновременном действии различных факторов: механиче-
ских, тепловых й физико-химических. Так, при пластической
деформации деталей из сложных сплавов остаточные напряжения
могут возникнуть в результате одновременного неоднородного
протекания процессов пластической деформации и фазовых пре-
вращений.

Реальное распределение макронапряжений в поверхностном
слое заготовок после обработки резанием в первом приближении
объясняют действием двух факторов — механического (пласти-
ческого деформирования), обеспечивающего только сжимающие
напряжения, и теплового (нагрева поверхностного слой), являю-
щегося причиной образования только растягивающих напряжений.

При обработке резанием вследствие трения между задней
гранью инструмента или наростом и вновь образуемой поверхно-
стью детали ее внешний слой подвергается пластической деформа-
ции растяжения, а слой металла, лежащий ниже, растягивается
упруго. После прохождения резца упруго растянутый внутренний
слой металла стремится сжаться, но этому препятствует наружный
пластически деформированный слой. В результате во внешнем
слое формируются напряжения сжатия, а во внутреннем — растя-
жения.

Внешний слой металла, нагреваясь в процессе резания, стре-
мится удлиниться, однако этому препятствует более холодный
внутренний слой, следовательно, первый подвергается сжатию,
а второй — растяжению. При интенсивном нагреве напряжения на
поверхности превзойдут предел текучести, что вызовет пласти-
ческую деформацию сжатия наружного слоя металла. Во время
последующего охлаждения внешний слой стремится сжаться до
размеров, меньших первоначальных на величину пластической
деформации сжатия. Этому будет препятствовать упругонапряжен-
ный внутренний слой. В результате во внешнем слое возникнут
напряжения растяжения, а во внутренних — напряжения сжатия.

Таким образом, в зависимости от условий обработки резанием
доминирующим может быть или механический фактор, и тогда
на поверхности возникнут макронапряжения сжатия, или тепло-
вой фактор, и тогда на поверхности возникнут макронапряжения
растяжения. Схема будет нарушена, если процесс резания сопро-
вождается фазовыми превращениями, являющимися иногда более
сильным источником образования макронапряжений в поверхно-
стных слоях, чем механический и тепловой факторы.

Недостатком описанной модели образования макронапряжений
является условность в раздельном рассмотрении действий меха-
нического и теплового факторов, а также то, что она не учиты-
вает направление силовой нагрузки, действующей на поверхност-
ный слой при обработке детали. Эта условность не отвечает реаль-
ной картине возникновения макронапряжений. Например, в зави-
симости от направления силового поля в поверхностном слое детали
могут создаваться как растягивающие, так и сжимающие напря-
жения.	, 
Микронапряжения. Остаточные микронапряжения обуслов-
лены наличием в металле дислокаций, дислокационных стенок (гра-
ниц блоков и ячеек), дефектов упаковки и других дефектов, вызы-
вающих деформацию и напряжения, которые убывают с ростом г
1	5

медленнее, чем г 2. Кроме того, микронапряжения появляются
в результате взаимодействия зерен между собой. Действие внеш-
ней нагрузки вызывает в реальном поликристаллическом теле не-
одинаковую деформацию соседних зерен. Это обусловлено произ-
вольной их ориентацией и анизотропией механических свойств
в кристаллах. Различие в степени деформации соседних зерен при-
водит к появлению в них микронапряжений.

Неоднородность деформации обычно усиливается, если сосед-
ние зерна представляют собой различные фазы, характеризую-
щиеся разными механическими и физическими свойствами. В мно-
гофазных сплавах возникают межфазные микронапряжения.

При изменении температуры1 микронапряжения появляются
вследствие наличия в материале различных фаз, имеющих разные
коэффициенты линейного расширения а, а также вследствие ани-
зотропии физических свойств отдельных зерен, обусловливающей
различие в величине а вдоль разных кристаллографических на-
правлений. Основным методом исследования микронапряжений
(или, точнее, микродеформаций) является РСА.

Статические искажения. В механике сплошных .сред можно
показать, что точечный дефект вызывает упругую деформацию
е (г — расстояние др дефекта) *. Таким образом, на гра-
нице зерна (блока) деформация и напряжение от такого дефекта
имеют конечную величину, пропорциональную Д~8 (Д — размер
зерна или блока). В то же время величина статических смещений
атомов из узлов решетки, обусловленных точечным дефектом,
быстро убывает с ростом г. Вызванные им статические искажения
значительны лишь на расстояниях, соизмеримых с межатомным.
Смещения атомов (деформацию решетки) в непосредственной бли-
зости от дефекта уже нельзя определить в рамках механики сплош-
ных сред. Поэтому термин «напряжения Шрода» весьма условный
и правильнее говорить о «статических искажениях решетки». Ос-
новным методом исследования статических искажений является
РСА, позволяющий определить среднее квадратическое статическое
смещение атомов из узлов решетки ((ма)).

Методы определения остаточных напряжений» Наибольшее
распространение получили механические методы оп-
ределения остаточных макронапряжений. Их можно разделить
на две основные группы: расчетные и экспериментальные (нераз-
рушающие и разрушающие). Расчетные методы позволяют теоре-

* Дисперсные частицы новой фазы, выделяющиеся в зерне исходной фйзы,
дислокационные петли и другие дефекты, имеющие в трех измерениях конечные
размеры, также приводят к деформации в ~ г-8.
тически рассчитать эпюру остаточных напряжений на основе
данных о механических свойствах обрабатываемого материала,
форме и размерах детали и условиях механо-термического нагру-
жения. Например, проф. А. В. Подзей разработал методику тео-
ретического расчета макронапряжений при шлифовании, когда
доминирующим фактором в образовании макронапряжений яв-
ляется теплота.

Расчетные методы обычно не позволяют с достаточной для
практики точностью определять остаточные напряжения при слож-
ных процессах нагрева и деформирования.

Экспериментальные неразрушающие методы, основываясь на
изменении размеров деталей в результате воздействия наведен-
ных остаточных напряжений, позволяют определить их величину;
деталь в этом случае не разрушают. Данный метод применяют
при определении остаточных макронапряжений в электролитиче-
ских покрытиях по деформации катода.

К экспериментальным разрушающим методам относятся методы
определения макронапряжений по деформациям, возникающим
в результате рассечения тела.

Разрушающие методы основаны на предположении, что раз-
резка детали по данному сечению эквивалентна приложению для
оставшейся е.е части напряжений обратного знака. Эти обратные
напряжения вызывают деформации детали или силы реакции в уст-
ройствах, препятствующих деформации. Измеряя возникшие де-
формации (деформационные методы) или силы реакции (силовые
методы) можно вычислить остаточные макронапряжения.

Экспериментальные разрушающие механические методы при-
нято разделять на методы, связанные с полным и частичным раз-
рушением детали. К последним относятся «метод отверстий» и
«метод столбика», при помощи которых измеряют соответственно
деформацию оставшейся и отделяемой частей. Измерение дефор-
мации производится либо с помощью микроскопа по отпечатку
алмазной пирамиды, либо с помощью механических тензометров,
рентгеновским методом либо с помощью датчиков активного сопро-
тивления.

К методам, связанным с полным разрушением детали, принад-
лежат почти все известные в настоящее время механические методы
определения нормальных напряжений в стержнях с поперечным
сечением, постоянным по всей их длине, в трубах (толстостенных
и тонкостенных), пластинах, дисках и других телах простой гео-
метрической формы. Развиваются методы определения остаточных
напряжений в деталях сложной конфигурации (впадины зубьев
шестерен, надрезы, резьбы, острые кромки и др.).

Рентгеновские методы основаны на определении
изменения межплоскостного расстояния й в деталях при действии
макронапряжений, т. е. на измерении деформации решетки. Макро-
напряжения приводят к однородному, несимметричному изменению
межплоскостного расстояния для плоскостей (кМ) т до + А4
106
и, следовательно, смещению дифракционной линии (Нк1) на угол
А9 =----------------------^-^е0==—е!2 0о,	(2.86)

“О

где 90 — дифракционный угол, соответствующий состоянию без
напряжений; в—-деформация решетки.

Обычно измеряют е вдоль нескольких направлений, состав-
ляющих различные углы ф с нормалью к поверхности образца
(метод з1па,ф). Считая состояние поверхностного слоя плоско-
напряженным, можно рассчитать главные напряжения ох и о2.

Показана необходимость учета в ряде случаев главного на-
пряжения о3, направленного вдоль нормали к поверхности детали
[15]. В то же время установлено, что после строгания состояние
поверхностного слоя хотя и является плосконапряженным, однако
одно из главных направлений не параллельно плоскости поверх-
ности [107]. При расчете о^т следует помнить об анизотропии
механических свойств в кристалле.

Рентгенографические методы являются неразрушающими при
исследовании напряжений в тонкой приповерхностной зоне тол-
щиной Н < 2  10“2 мм. Их применение целесообразно для опреде-
ления макронапряжений в деталях малых размеров и сложной
формы [59, 106].	1

В ряде случаев остаточные напряжения определяют по изме-
нению электромагнитных свойств поверхностного слоя. Достоин-
ством этих методов является их простота, высокая производитель-
ность, возможность определения остаточных макронапряжений в
тонком поверхностном слое без разрушения детали. Однако для
построения полной эпюры напряжений требуется послойное страв-
ливание металла. Недостатком этих методов является прежде
всего низкая точность, поскольку электромагнитные свойства
зависят не только от остаточных напряжений, а эпюры их могут
изменяться по различным законам в пределах исследуемого слоя.
Метод не позволяет также раздельно определять составляющие
остаточных напряжений.

Остаточные макронапряжения определяют также поляриза-
ционно-оптическим методом. При этом исследуют модели прозрач-
ных и полупрозрачных оптически активных материалов (эпоксид-
ных смол, поликарбоната, стекла, плексигласа, целлулоида и др.),
обеспечив в них геометрическое, тепловое и механическое подобие
с деталью. В таких материалах скорость поляризованного света
зависит от ориентации и величины главных напряжений, что
позволяет по интерференционной картине найти напряжения [3].
Для этого используют поляризационно-оптическую аппаратуру.

Преимуществом поляризационно-оптических методов является
возможность изучения на прозрачных моделях взаимодействия
остаточных напряжений с напряжениями от эксплуатационных
нагрузок. Недостатком поляризационно-оптических методов яв-
ляется сложность и дороговизна аппаратуры.
Влияние методов и режимов обработки на макронапряжения.
Технологические факторы (методы и режимы обработки, геометрия
и износ режущего инструмента, СОЖ и др.) оказывают большое
влияние на величину и знак остаточных напряжений. Точение
обычно вызывает появление растягивающих напряжений 300 ...
700 МПа, глубина их распространения зависит от условий обра-
ботки и составляет 50 ... 200 мкм. При фрезеровании возникают
как растягивающие, так и сжимающие напряжения, последние
более характерны для попутного фрезерования жаропрочных
сплавов. Фрезерование титановых сплавов чаще всего сопровож-
дается образованием сжимающих напряжений. В процессе шлифо-
вания как правило создаются растягивающие напряжения. Ве-
личина и знак макронапряжений после механического полирова-
ния зависят от предшествующей обработки, но в большинстве
случаев полирование способствует наведению незначительных
сжимающих напряжений 200 ... 300 МПа.

Состав СОЖ, способы их подвода в зону резания оказывают
также влияние на величину и знак макронапряжений, возникаю-
щих в поверхностных слоях деталей, обработанных резанием.
Применение СОЖ вносит соответствующие, пока еще не выяснен-
ные до конца, изменения в физико-химические процессы, протекаю-
щие в зоне контакта с обрабатываемой поверхностью, обусловли-
вающие напряженное состояние поверхностных слоев. Известно,
что одни и те же среды, в зависимости от метода и условий обра-
ботки, оказывают неодинаковое влияние на величину и знак ос-
таточных напряжений. Применение СОЖ может способствовать
как увеличению, так и уменьшению остаточных напряжений по
сравнению с обработкой без СОЖ. Характер влияния СОЖ на
технологические макронапряжения в значительной мере зависит
от количества теплоты, выделяемого в зоне резания, которое опре-
деляет развитие процессов разупрочнения в поверхностном слое,
а следовательно, влияет и на его напряженное состояние.

Для жаропрочных и титановых сплавов влияние режимов реза-
ния и' геометрии инструмента на макронапряжения сводится
к следующему. Если обработка резанием осуществляется с темпе-
ратурой контакта ниже температуры протекания термопластиче-
ских деформаций, то в поверхностном слое возникают сжимающие
осевые напряжения, а касательные — растягивающие. С повыше-
нием температуры контакта независимо от того, чем оно обуслов-
лено — скоростью резания или подачей — сжимающие макро-
напряжения на поверхности уменьшаются. При температуре
начала термопластических деформаций * они переходят в растя-

* Термопластическая деформация произойдет, если выполняется условие:
0.5 (/2 — аЕ > <т0,2, где а — коэффициент линейного расширения; Е — мо-
дуль упругости; и /2 — температура окружающей среды и нагрева соответ-
ственно. Для жаропрочных сплавов температура начала термопластических
деформаций 600 ... 660 °С.
гивающие напряжения и при дальнейшем повышении температуры
макронапряжения возрастают.

Изнашивание режущего инструмента повышает величину
макронапряжений и глубину их залегания в поверхно-
стном слое. Изменение переднего угла от + 15 до — 15 0 при-
водит к незначительному снижению растягивающих напря-
жений.

Остаточные макронапряжения в сталях и сплавах после элек-
трохимической обработки не обнаруживаются. ,

Напряженное состояние поверхностного слоя после электро-
литического полирования зависит от вида обработки, предшест-
вующей электрополированию. Так, например, в образцах из спла-
вов ХН70ВМТЮ и ХН70ВМТЮФ, прошедших электрохимическую
обработку ,с последующим электрополированием, макронапряже-
ния в поверхностном слое не обнаруживались. Но в образцах из
тех же сплавов, обработанных перед электрополированием меха-
ническим полированием, шлифованием и фрезерованием, в поверх-
ностном слое обнаружены растягивающие макронапряжения, мак-
симальное значение которых 150 ... 300 МПа при глубине зале-
гания до 250 мкм. Эти макронапряжения, выявленные после элек-
трополирования, обусловлены обработкой, предшествующей элек-
трополированию.

2.6.	ПАРАМЕТРЫ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ ДЕТАЛЕЙ

ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ МЕТОДОВ И РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ

Поверхностный слой деталей из конструкционных сталей и
сплавов после механических и физико-химических методов обра-
ботки характеризуется в основном параметрами шероховатости
поверхности, глубиной и степенью упрочнения и остаточными
макронапряжениями. Глубина наклепа поверхностного слоя после
обработки резанием металлическим и абразивным инструментом
возрастает с увеличением подачи, глубины резания, радиуса
скругления и износа режущего лезвия. Глубина резания при фре-
зеровании не оказывает заметного влияния на наклеп поверхност-
ного слоя. Увеличение скорости резания, переднего и заднего угла
режущего инструмента, зачистных рабочих ходов круга, приме-
нение СОЖ снижают глубину наклепа. Степень наклепа поверх-
ностного слоя при обработке резанием близка к предельному зна-
чению. Для жаропрочных сплавов и сталей ип ~ 30 ... 50 %.
Степень наклепа мало зависит от изменения режимов и других
условий обработки.

Деформационное упрочнение поверхностного слоя после меха-
нического полирования незначительно как по интенсивности, так
и по глубине проникновения в поверхностный слой. Так, в жаро-
прочных сплавах наклеп от виброконтактного полирования после
ЭХО характеризуется = 10 ... 20 мкм и «н = 5 ... 10 %. На-
клеп после полирования в значительной мере зависит от наклепа,
созданного предшествующей обработкой. Величина, знак и харак-
тер распределения остаточных макронапряжений в поверхностном
слое детали, как и наклеп, зависят от методов и режимов обра-
ботки. Величина и глубина их залегания возрастают с увеличением
скорости резания, подачи, радиуса скругления и износа режущего
лезвия. При применении СОЖ снижается уровень макронапря-
жений.

В процессе обработки резанием металлическим и абразивным
инструментом жаропрочных сплавов в поверхностном слое возни-
кают преимущественно растягивающие макронапряжения, имею-
щие максимальное значение на поверхности или в непосредствен-
ной близости от нее. Величина растягивающих макронапряжений
и глубина их залегания в поверхностном слое при шлифовании
методом продольных подач больше, чем при шлифовании методом
врезания, в 1,5 ... 2 раза. Макронапряжения растяжения после
обработки шлифовальной лентой примерно в 2 раза меньше, чем
при обработке шлифовальным кругом. Макронапряжения после
шлифования по величине соизмеримы с макронапряжениями,
возникающими при точении и фрезеровании. Максимальные зна-
чения макронапряжений, возникающих при виброконтактном по-
лировании после ЭХО, примерно в 2 ... 5 раз меньше, чем при
чистовом точении и шлифовании. Напряженное состояние поверх-
ностного слоя после механического полирования существенно
зависит от характера обработки, предшествующей полиро-
ванию.

Методами дробеударного упрочнения (дробеструйное, гидро-
виброгалтовка) в поверхностном слое создаются сжимающие макро-
напряжения, величина и глубина их залегания зависят от режима
упрочняющей обработки.

Напряженное состояние поверхностного слоя после обработки
электрохимическими методами зависят от физико-химических
процессов снятия припуска с обрабатываемой поверхности и усло-
вий, определяющих его протекание. В процессе электрохимической
обработки и электролитического полирования не происходит уп-
рочнения и изменения микроструктуры в поверхностном слое, если
при этом отсутствует технологическая наследственность, связанная
с предшествующей обработкой. С увеличением плотности тока
улучшается параметр шероховатости поверхности и уменьшается
растравливание по границам зерен.

Электроэрозионная обработка создает в поверхностном слое
термохимическое упрочнение и технологические макронапряже-
ния, величина которых зависит от режима обработки.

Значения параметров поверхностного слоя жаропрочных и
титановых сплавов (ХН77ТЮ, ХН77ТЮР, ХН70ВМТЮ,
ХН70ВМТЮФ, ХН55ВМТФКЮ, ХН56ВМКЮ, ЖС6К, ЖС6КП,
ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9 и др.) после различных методов и режимов об-
работки приведены в табл. 2.3.
2.3. Параметры поверхностного слоя жаропрочных и титановых сплавов после различных методов обработки

Метод обработки	Параметр ше- роховатости Ка, мкм		Деформационное упрочнение				Макронапряжения (максималь- ные значения), МПа		
			глубина	МКМ	степень, %		касательные ^<4	осевые —'Л,	
Точение:									
чистовое	3,0 .	.. 5,0	100 ...	150	35 .	. 50	200 ... 600	—400 ...	200
окончательное	1,0 .	.. 2,5	80 ...	100	30 .	. 40	250 ... 400	—500 ...	100
Фрезерование:									
встречное чистовое	3,0 .	.. 5,0	50 ...	150	40 .	. 60	—	350 ...	500
попутное чистовое	3,0 .	.. 5,0	30 ...	80	25 ,	. 50	—	250 ...	400
Шлифование:									
круговое врезанием чистовое	0,8 .	.. 1,5	60 ...	100	40 .	. 50	500 ... 700	100 ...	300
круговое врезанием окончательное	0,5 .	.. 1,0	40 ...	70	40 .	. 50	300 ... 400	—100 ...	200
круговое с продольной подачей чистовое	- 0,8.	.. 2,0	70 ...	90	35 .	. 40	500 ... 700	200 ...	300
круговое с продольной подачей оконча-	0,6 .	.. 0,4	40 ...	50	35 .	. 40	400 ... 500	. 200 ...	300
тельное									
плоское черновое (после ЭХО)	3,0 .	.. 5,0	50 ...	65	40 .	. 50	—	400 ...	550
' плоское чистовое	0,8 .	.. 1,25	50 ...	60	35 .	. 40	•—	400 ...	500
плоское окончательное	0,3 .	.. 0,2	40 ...	50	30 .	. 35	—	350 ...	400
плоское тонкое	0,15 .	.. 0,1	30 ...	40	25 .	. 30	—	200 ...	300
Полирование:									
- фетровым кругом с наклеенным абразив-	0,3	..0,15	30 ...	50	30 .	. 40	400 ... 500	—200 ...	400
ным зерном (после точения, шлифования)									


Метод обработки	Параметр ше- роховатости

мкм

виброконтактное (после ЭХО)	0,3 .	. 0,15
виброконтактное (после полирования фетровым кругом и ЭХО)	0,2 .	.0,3
виброконтактное (после полирования   фетровым кругом, шлифования шлифо- вальной лентой и ЭХО)	0,2 .	. 0,3
Электрополирование (после ЭХО) а = = 30 А/дм®	0,3 .	. 0,15
Электрохимическая обработка:		
д — 10 ...15 А/см*	0,6 .	. 0,25
д = 20 ... 25 А/см8	0,5 .	. 0,2
д = 30 ... 35 А/см2	0,3 .	. 0,2
Электроэрозионная обработка с последую- щей термообработкой	10 .	. 6
Гидрогалтовка (после ЭХО)	0,4 .	. 0,65
Виброгалтовка (после ЭХО)	0,07 .	. 0,2
Деформационное упрочнение микрошари- ками	0,2 .	. 0,6
Деформационное упрочнение				Макронапряжения (макскмаль- ные значения^ МПа		
глубнна8 мкм		степень	%	касательные	осевые	
10 ...	20	б...	10	—	—100 ...	300
10 ...	15	5 ...	10	—	—250 ...	300
20 ...	35	8 ...	15		—250 ...	350
50 ...	70	—  10 ...	20	1	1 Л 1	1	—200 ...	300
20 ...	80	20 ...	60	—	—400 ...	500
50 ...	100	15 ...	25	—	—300 ...	БОО
50 ...	80	10 ...	40	—	—700 ...	1000
2.7.	КЛАССИФИКАЦИЯ ПАРАМЕТРОВ
ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ ДЕТАЛЕЙ

Для характеристики и оценки неровностей поверхности, струк-
туры, фазового и химического состава поверхностного слоя де-
талей после различных методов и режимов обработки рекомен-
дуется следующая классификация параметров поверхностного
слоя (табл. 2.4).

2.4. Параметры поверхностного слоя

Характеристика поверх- ностного слоя	Наименование параметров	Обозначение
Неровности поверхности: шероховатость	Наибольшая высота неровностей про- филя, мкм  Высота неровностей профиля по де- сяти точкам, мкм  Среднее арифметическое отклонение профиля, мкм  Среднее квадратическое отклонение профиля, мкм  Средний шаг неровностей профиля, мм  Средний шаг местных выступов про- филя, мм  Радиус скругления впадин неровно- стей, мкм  Относительная опорная длина профи- ля, %	Л тах '  Иг  На  8т 8  ГIV  (Р
направление	неров-  ностей	Угол между направлением неровно- стей и направлением действия внеш- ней нагрузки, 0	«IV
волнистость  Физико-химическое со- стояние поверхностного слоя:	Высота волнистости поверхности, мкм Средний шаг волнистости поверх- ности, мкм	8и>
структура	Размер зерен, мкм  Форма и распределение зерен Ориентация решетки монокристалли- ческого материала  Текстура поликристаллического ма- териала  Плотность дислокаций, см-2 Концентрация вакансий Размер (форма) блоков, нм Угол разориентировки блоков, ° Размер областей когерентного рас- сеяния, нм  Среднее квадратическое смещение ато- мов, вызванное статическими искаже- ниями решетки, нм2  Среднее квадратическое смещение ато- мов, вызванное их тепловыми колеба- ниями, нм2	'й 9	"©	1	1 1  $	| II®
Характеристика поверх- ностного слоя	Наименование параметров	Обозначение
фазовый состав	Число, концентрация и распределе- ние фаз	—
	Тип кристаллической структуры фаз	М8
	Параметры решетки фаз, нм	а, Ь, с
	градус	а, ₽, У
химический состав	Профиль концентрации элементов в	с (х)
	поверхностном слое, %  Концентрация элементов в фазах, %	%
деформация (наклеп)	Степень деформации, %	6
	Глубина наклепа, мкм  Степень наклепа, %	Ли
		
	Градиент наклепа, НУ/мм Микродеформация решетки, %	
		(8)
остаточные напряжения	Макронапряжения (напряжения 1-го рода), МПа	Пост
	Микронапряжения (напряжения 2-го рода), МПа	0ОСТ
	Статические искажения решетки (на- пряжения 3-го рода), МПа Интенсивность эмиссии, импульс/с	Пост
экзоэлектронная эмис-		I
сия	Работа выхода электронов, эВ Глубина выхода электронов, нм	I

Данная классификация, наряду с известными параметрами
шероховатости и волнистости, деформационного упрочнения, оста-
точных напряжений, содержит параметры химического состава и
структурно-фазового состояния, а также экзоэлектронной эмис-
сии. Такая классификация более полно отражает физико-химиче-
ское состояние поверхностного слоя, она, может служить основой
для разработки рекомендаций, отраслевых нормалей и стандар-
тов для нормирования параметров поверхностного слоя с учетом
заданных условий эксплуатации и технологического обеспечения.
ГЛАВА

3 УСТОЙЧИВОСТЬ ПАРАМЕТРОВ
ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ ДЕТАЛЕЙ

ПРИ ЭКСПЛУАТАЦИИ

3.1.	ШЕРОХОВАТОСТЬ ПОВЕРХНОСТИ

В процессе эксплуатации в результате истирания, смятия и
окисления трущихся и контактирующих поверхностей деталей
изменяется шероховатость поверхностного слоя. Наибольшим
изменениям шероховатость поверхности подвергается в начальной
стадии эксплуатации изделия — в период приработки. В этот
период происходит интенсивное изнашивание поверхностей тре-
ния: исходные неровности пластически деформируются, разру-
шаются и образуют новые оптимальные неровности, ориентиро-
ванные по направлению относительного движения трущихся
поверхностей.

Длительность периода приработки зависит от первоначальной
шероховатости поверхности, свойств материала детали, давлений,
скдростей, смазочных материалов и других условий эксплуатации.

После приработки, несмотря на износ, параметры шерохова-
тости поверхности на протяжении всего периода работы детали
остаются практически неизменными. Кроме того, для каждого
конкретного сопряжения (подвижного и неподвижного), работаю-
щего в условиях знакопеременной деформации, имеется свой
оптимальный параметр шероховатости. Если такой параметр
шероховатости поверхности обеспечить при механической обра-
ботке, то износ и длительность приработки трущихся поверхно-
стей будут минимальными. При этом следует отметить, что по-
верхность с минимальной шероховатостью не всегда является
наиболее износостойкой.

Различие в структуре и свойствах металлов трущихся поверх-
ностей деталей приводит к образованию в процессе трения и износа
различного рельефа поверхности; обычно после приработки он
принимает характерный волнообразный вид.

Одной из важных закономерностей приработки является неза-
висимость установившегося оптимального значения параметра
шероховатости от первоначального. Оптимальное значение пара-
метра шероховатости может быть в несколько раз ниже или выше
исходного. Учитывая влияние многочисленных факторов на изно-
состойкость деталей, целесообразно создавать поверхности дета-
лей с параметром шероховатости, несколько выше оптимального.
В этом случае незначительное удлинение периода приработки и
увеличение начального изнашивания по сравнению с оптимальной
шероховатостью компенсируется снижением стоимости обработки
заготовки.

Для определения оптимального параметра шероховатости де-
талей применяют статистические методы, основанные на матема-
тической обработке результатов измерения профилограмм по-
верхности трения. Данные представляют в виде кривых распре-
деления неровностей. Вычислительные операции при статистиче-
ской обработке экспериментальных данных выполняют с помощью
ЭВМ.

Применение статистических методов позволяет наиболее полно
оценить шероховатость поверхности, так как помимо высоты не-
ровностей эти методы определяют закон распределения неровно-
стей по высоте, коэффициент заполнения профиля, регулярную и
случайную составляющие профиля, радиус закругления неровно-
стей, шаг неровностей, углы наклона боковых сторон профиля
к средней линии и другие параметры. Устойчивость в процессе
эксплуатации параметров поверхностного слоя неподвижных сое-
динений деталей, работающих в условиях контактного цикличе-
ского нагружения, зависит от факторов, не сходных по своему
характеру с действующими при формировании оптимальной поверх-
ности подвижных соединений.

Ориентировочные нормы на шероховатость поверхности под-
вижных и неподвижных напряженных соединений деталей дви-
гателей летательных аппаратов следующие:

Деталь	Параметр $а, мкм

Вал турбины (поверхности под подшипники)............... 0,63	...	0,5

Передняя и задняя цапфы ротора компрессора ....	0,63	...	0,5

Диски ротора компрессора (торцовые шлицы) .....	2,5	...	2

Лопатки турбины:

замок............................................    1,25	... 1

перо лопатки ....................................... 0,32	... 0,25

Лопатки компрессора:
замок................................................   1,25	... 1

перо лопатки ......................................  0,63	... 0,5

Основным фактором, определяющим характер изменения пара-
метров поверхностного слоя неподвижных соединений, является
фреттинг-коррозия. Механизм фреттинг-коррозии представляет
собой совокупность различных взаимосвязанных процессов: кон-
тактного схватывания, диспергирования, окислительных и дру-
гих химических процессов, абразивного изнашивания, микропла-
стических деформаций и усталости.

Условиями возникновения фреттинг-коррозии являются зна-
чительные контактные давления; малые относительные перемеще-
ния циклического характера контактирующих поверхностей (де-
сятые и сотые доли миллиметра); отсутствие возможности удале-
ния продуктов износа из зоны контакта. Эти условия являются
типичными для напряженных гладких и шлицевых соединений,
116
—1---1----1—. ।____।	।

0,1 0,7 0,3 0,4 0,5 0,6 мм

компрессора, шлицевые со-

Рис. 3.1. Изменение шероховатости поверх-
ности пера лопатки турбины в зависимости от
наработки (профилограммы записаны при вер-
тикальном увеличении в 5000 раз):
1 - исходная шероховатость; 2, 3 — шерохова-
тость поверхности после 5 и 30 мин эксплуатации
соответственно
подвергающихся совместным цикли-
чёским деформациям под действием
импульсных нагрузок и вибраций.
К таким соединениям относятся тор-
цовые шлицевые соединения дисков
единения валов, замки лопаток и др.

Исходная шероховатость поверхности при фреттинг-коррозии
резко увеличивается, в поверхностном слое детали образуются
дефекты (ямки и язвы). На поверхности контакта имеются харак-
терные следы абразивного износа, образованные под воздействием
дисперсных окисленных частиц высокой твердости. Процесс изна-
шивания сопряженных поверхностей при фреттинг-коррозии отли-
чается высокой скоростью и интенсивностью, при этом значительно
снижается сопротивление усталости деталей.

Устойчивость в процессе эксплуатации параметров поверхност-
ного слоя деталей, работающих в условиях окислительного воз-
душно-газового потока, рассмотрим на примере эксплуатации
лопаток турбины и компрессора ГТД.

На поверхность лопаток оказывает комплексное воздействие
(химическое, тепловое, механическое и вибрационное) высоко-
скоростной газовый или воздушный поток, который вызывает
диффузионные процессы окисления и коррозионно-эрозионные
разрушения поверхностного слоя.

Неоднозначность скоростей и давлений потока в различных
точках поверхности приводит к большой неравномерности пласти-
ческого деформирования, эрозионного разрушения и изнашивания,
в результате исходная шероховатость и микрорельеф поверхности
пера лопатки в различных сечениях изменяются неравномерно.
При высоких температурах возрастает агрессивность потока, ин-
тенсифицируются процессы окисления, способствующие ускорению
изнашивания и изменению микрорельефа, возникновению выкра-
шивания (питтингов) и зарождению на поверхности лопаток микро-
трещин. При повышенных температурах в деформированном по-
верхностном слое протекают процессы возврата и рекристаллиза-
ции, причем упрочнение — разупрочнение на отдельных участках
поверхности пера лопатки может повторяться многократно, спо-
собствуя разрушению материала.

Изменение шероховатости поверхности пера лопатки из сплава
ХН77ТЮР после испытаний в скоростном воздушном потоке при
М = 1,6 и температуре 800 °С показано на рис. 3.2. Испытания
показали, что с увеличением температуры, времени выдержки и
Рис. 3.2. Изменение шероховато-
сти поверхности полированных ло-
паток из сплава ХН70ВМТЮ:

(2, 2, 3 — номера испытанных лопаток)

скорости воздушного (га-
зового) потока шерохова-
тость поверхности растет,
образовавшиеся впадины

(следы абразивного износа)
создают более грубый рельеф поверхности по сравнению с ис-

ходным.

Большой практический интерес представляют данные по изуче-
нию характера изменения шероховатости поверхности лопаток при
эксплуатации в зависимости от исходной шероховатости, получен-
ной после различных методов обработки.

Изменение шероховатости поверхности изучалось на моделях
лопаток турбины в процессе их продувки потоком турбинного
газа (смесь продуктов сгорания дизельного топлива и воздуха)
на специальной установке. Скорость течения газового потока
у лопаток равнялась 280 ... 300 м/с, температура газа 500 ''С.
Испытывались модели лопаток из жаропрочных аустенитных ста-
лей, обработанных точением, фрезерованием, шлифованием и
полированием. Параметр шероховатости поверхности рабочей
зоны пера Яа = 5 ... 0,08 мкм. Установлено, что в процессе
продувки первоначальный параметр шероховатости пера моделей
лопаток нарушается и устанавливается шероховатость 1^а — 2,5 ...
0,63 мкм. Подобное изменение исходного параметра шероховато-
сти поверхности наблюдается при продувке чистым газом в тече-
ние 140 ч, а при продувке газом с частицами золы разме-
ром не более 25 мкм — через 40 ч. Замечено также, что поли-
рованная поверхность с шероховатостью — 0,32 ... 0,08 мкм
имеет меньшую сопротивляемость эрозионному разрушению под
действием газового потока по сравнению с поверхностями после
точения и фрезерования, имеющими параметр шероховатости
0,8 мкм.

Аналогичные опыты с натурными лопатками из жаропрочного
сплава на никелевой основе ХН70ВМТЮ были проведены непо-
.средственно на газовой турбине. Исходный параметр шероховато-
сти пера лопатки составлял после точения и фрезерования Ка —
~ 1,6 мкм, после шлифования %а = 1,6 ... 0,40 мкм, после по-
лирования Ра = 0,20 мкм. Результаты испытаний лопаток под-
твердили выводы, полученные ранее на моделях лопаток.

В процессе работы газовой турбины шероховатость пера ло-
патки изменяется тем значительнее, чем ниже исходная шерохо-
ватость поверхности. Перо лопатки после точения и фрезерования
с Ра — 1,6 мкм в течение 300 ч работы турбины сохраняет исход-
ную шероховатость поверхности, и только после 300 ч работы
наблюдается ее незначительное ухудшение. Лопатки со шлифо-
ванной поверхностью при Яа = 1,6 мкм сохраняют исходную
шероховатость только до 200 ч, а у полированных лопаток с шеро-
ховатостью Да = 0,20 мкм с первых часов работы турбины наблю-
дается ее интенсивное повышение (рис. 3.2).

Изменение шероховатости поверхности пера лопатки компрес-
сора вызывается в основном поверхностной эрозией и коррозией.
Эрозия чаще всего возникает в результате воздействия пыли, песка
или каких-либо других частиц. Эрозионное разрушение поверх-
ности происходит постепенно, легко обнаруживается в эксплуата-
ции. Изменение исходной шероховатости пера лопатки турбины
происходит в большинстве случаев вследствие коррозии, или,
реже, — эрозии.

3.2.	ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ

При эксплуатации деталей наблюдается как упрочнение, так и
разупрочнение их поверхностного слоя, поэтому структурные из-
менения в поверхностном слое металла чрезвычайно разнообразны.
Они связаны с изменением количества и распределения дефектов
кристаллического строения: вакансий, дислокаций, границ зерен
и т. д.

Структурные изменения при трении протекают в несколько эта-
пов [911.На начальном этапе происходит увеличение плотности
дислокаций, образование их скоплений, формирование ячеистой и
фрагментированной структур. Деформационное упрочнение и со-
ответственно тонкая структура по поверхности трущихся деталей
при этом имеют неравномерный характер, что обусловлено дис-
кретностью контакта при трении. С увеличением пути трения струк-
тура поверхностного слоя становится более однородной, стабили-
зируется. Это связано с окончанием периода приработки. После
периода временной стабилизации структуры поверхностного слоя
наступает период разупрочнения. Механизм разупрочнения может
быть различным. Например, изменение плотности дислокаций рв
в поверхностном слое никеля при трении по молибдену имеет
циклический характер: после повышения рв происходит ее сниже-
ние до исходного уровня, затем опять повышение и т. д. Сниже-
ние рв обусловлено отслаиванием материала тонкой приповерх-
ностной зоны, а также образованием продуктов износа. В других
случаях разупрочнение может быть связано с образованием особых
«вторичных» структур. Например, в условиях избирательного
переноса, характеризующегося чрезвычайно малым износом, паде-
ние рв вблизи поверхности (в слое толщиной ~ 1 мкм) обусловлено
адсорбцией поверхностно-активных веществ смазки на поверхности
детали, что облегчает выход дислокаций на нее. При этом вблизи
поверхности образуется металлическая пленка с низкой плотно-
стью дислокаций и высокой концентрацией вакансий. Такая струк-
тура материала обусловливает малое сопротивление сдвигу и лег-
кие условия формоизменения в зоне контакта. Под этой пленкой
находится тонкий оксидный слой и далее слой металла, в котором
сохраняется повышенная концентрация дислокаций. Формирова-
ние такрй структуры связано и с изменениями химического состава
' поверхностного слоя в результате процессов избирательного анод-
ного растворения компонентов сплава и интенсивной диффузии
элементов среды и сплава. Избирательный перенос свойствен
широкому кругу материалов: меди и ее сплавам, никелю, сталям.

Интенсивные структурные изменения, обусловленные дефор-
мационным упрочнением с последующим разупрочнением, проис-
ходят в поверхностном слое деталей при работе в условиях цикли-
ческих нагрузок. Разнообразные изменения в структуре наблю-
даются при нагреве детали с деформированным поверхностным
слоем. Происходящие при этом процессы принято подразделять
на возврат (включающий отдых и полигонизацию) и рекристалли-
зацию (первичную, собирательную и вторичную).

Под возвратом понимают совокупность всех структурных изме-
нений, за исключением тех, которые связаны с движением больше-
угловых границ зерен. Процессы возврата могут протекать при
низких температурах, составляющих десятые и даже сотые доли
от температуры плавления Тпл металла. Отдых является первой
стадией возврата, на которой снижение внутренней энергии дефор-
мированного материала, обусловлено, в основном, аннигиляцией
точечных дефектов (рекомбинацией вакансий с межузельными ато-
мами) и их миграцией в стоки (дислокации, границы и т. д.).
Твердость и уширение рентгеновских линий при отдыхе меняются
мало, однако происходит заметное «восстановление» некоторых
физических свойств: электросопротивления, внутреннего трения.
При более высокой температуре наблюдается полигонизация,
включающая процессы формирования и развития полигональной
субструктуры в результате перераспределения и аннигиляций
дислокации противоположных знаков. Дислокации при этом фор-
мируют стенки, являющиеся малоугловыми границами субзерен
(полигонов). Размер полигональных субзерен обычно достаточно
велик (10~4 ... 10-2 мм), они практически не дают вклада в ушире-
ние рентгеновских линий, поэтому полигональную субструктуру
обычно исследуют микроскопическими методами и методом рент-
геновской дифракционной микроскопии. Внутренняя энергия при
полигонизации снижается в большей мере, чем при отдыхе.
Снижение плотности дислокаций ведет к значительному умень-
шению физического уширения рентгеновских линий. Твердость
металла снижается в меньшей степени.

Исследования разупрочнения образцов из жаропрочных спла-
вов ХН77ТЮР, ХН70ВМТЮ, ХН55ВМТКЮ после обработки
шлифованием, фрезерованием и обкаткой роликом показали, что
вакуумный отжиг при температурах 700 ... 750 °С практически не
отражается на степени упрочнения «н. При более высокой темпе-
ратуре «н начинает снижаться и при 900 °С падает приблизительно
на 40 ... 70 %,от первоначальной величины (рис. 3.3 и 3.4). Рас-
120
Рис. 3.3. Изменение степени накле-
па в образцах из сплава
ХН70ВМТЮ после фрезерования,
шлифования и обкатки роликом в
зависимости от температуры отжига

пределение микротвердости
по глубине деформирован-
ного поверхностного слоя об-
разцов из сплава ХН70ВМТЮ
до и после нагревов показано
на рис. 3.5.

Резкое снижение твердо-
сти наблюдается при рекри-
сталлизации, характерной
чертой которой является пе-
ремещение большеугловых
границ зерен. Рекристалли-
зация протекает обычно при
Т ;> ОЛТдл. При первич-
ной рекристаллизации (ре-
кристаллизации обработки)
в наиболее искаженных об-

Чн°/о

40

30

20

10

700	000 МО 1°

Режимы оОраОогпки		Выдержка, ч		
		2	25	100
Шлифава- нив	51гО7>5мм/О1.ход!Ва=1,!5м№1	V	О	А
	^Г0,01мм101мд, Ка-ЦРгмт	V	о	X
Фрезерование 5г~0ф5мм1зу1,Ка=5мкм		V	©	Л
Обкатка роликом	Р = 1000 И	V	е	Ж
	Р-5000Н	V	э	+
	ректон	V	®	V

ластях металла (у границ

зерен, двойников, пачек скольжения и др.) возникают заро-
дыши новых зерен (центры рекристаллизации) с неискаженной или
значительно более совершенной, чем у матрицы, решеткой. Эти

новые зерна растут за счет поглощения деформированных кристал-
литов в результате миграции большеугловых границ. Возникнове-

ние центров рекристаллизации является флуктуационным и тер-
мически активируемым процессом, поэтому, чтобы вызвать ре-
кристаллизацию, необходима некоторая минимальная (критиче-

ская) степень деформации екр.
Величина екр зависит от
большого числа факторов
(степени однородности физи-
ко-химического состояния
наклепанного металла, ско-
рости и температуры нагре-
ва, исходного размера зерен
и др.) и находится в преде-
лах 1 ... 15 %. Кроме того,
температура начала (окон-

Режимы одравотки	Температура нагрева, °С			
	750(1}		075(3)	1050(0)
Шлифование 8п=0,05мм/дв.х.	V	О	а	△
Фрезерование 57=0,05мм/зу1			§	А
Обкатки роликом Р=3500Н	V	©		Л

Рис. 3.4. Изменение степени накле-
па в образцах из сплава
ХН55ВМТФКЮ после фрезерова-
ния, шлифования и обкатки роли-
ком в зависимости от продолжи-
тельности изотермического нагрева
Рис. 3.5. Изменение микротвердости поверхностного слоя сплава ХН70ВМТЮ
после фрезерования (Зг = 0,05 мм/зуб, На 5 мкм) (а) и шлифования (5П =
= 0,05 мм/дв. ход, На 1,25 мкм) (б), (5П = 0,01 мм/дв. ход, На 0,32 мкм) (в)
в зависимости от температуры и продолжительности изотермического нагрева:
-1 — 20 °С; 2 — 800 °С, 2 ч; 3 — 800 °С, 25 ч; 4 — 800 °С, 100 ч; 5 — 875 °С. 2 ч; 6 —
875 °С, 25 ч; 7 — 950 °С, 2 ч; 8 — 950 °С

чания) первичной рекристаллизации зависит от степени дефор-
мации ё и длительности отжига т: при увеличении бит тем-
пература рекристаллизации снижается, асимптотически прибли-
жаясь к некоторому предельному (пороговому) значению. На-
пример, для сплава ХН77ТЮР значение температуры начала
(числитель) и конца (знаменатель) первичной рекристаллизации
в зависимости от 8, равной 10, 25, 40 и 55 % (при т = 1 ч)
соответственно составляют 990/1000, 875/975, 850/975 и 840/970 °С.

Конечный размер зерен после первичной рекристаллизации
зависит от е и в меньшей мере от температуры нагрева: обычно
он снижается с ростом е и снижением температуры. Исследование
процесса рекристаллизации железо-никелевого жаропрочного
сплава после вальцевания позволило выявить зависимость сред-
него объема зерен Уср в поверхностном слое от 8. Отжиг вели
в вакууме при 1080 °С в течение 0,5 ч. Для определения Уср был
использован рентгенографический метод [14].

Зависимость Кср/КсР от 8 приведена на рис. 3.6 (У2Р — сред-
ний объем зерен в образце, предварительно деформированном
с 8 = 9 %). Рост е до е* т 40 % ведет к снижению Уер.

В процессе рекристаллизации растут новые зерна, ориентация
которых как правило отличается от ориентации поглощаемых ими
кристаллов, поэтому при рекристаллизации обычно изменяется
текстура материала, причем характеристики текстуры рекристал-
лизации зависят от 8. Это иллюстрирует рис. 3.6, на котором приве-
дены зависимости полюсной плотности (Рлй/)отн = Рш/Р°ш от
е (Р°ш — полюсная плотность для образца с е = 2 %, принятого
122
Рис. 3.6. Зависимость структурных
характеристик образцов из железо-
никелевого жаропрочного сплава
после отжига от степени деформа-
ции при вальцевании:

1 — Уср/^ср- расчет по дифракцион-
ным линиям (111)(х) и (200) (о); 2 ... Б—
(рШ)тп Для плоскостей (100), (ПО),
(111) в (311) соответственно

для сравнения за эталон)
для образцов после рекри-
сталлизации.

Зерна продолжают расти
и после исчезновения де-
формированных кристаллов
(т. е. после завершения пер-
вичной рекристаллизации).
Движущей силой этого роста

является снижение свободной

энергии в результате уменьшения протяженности границ зерен,
обладающих конечной поверхностной энергией. Укрупнение зерен
идет за счет поглощения кристаллитов с выпуклыми границами.
При этом средний размер зерен увеличивается, но распределение
зерен по размерам мало меняется. Эта стадия называется собира-
тельной рекристаллизацией или нормальным ростом зерен. Мигра-
цию большеугловых границ могут замедлить дисперсные частицы
второй фазы, наличие сильной текстуры и другие факторы. При
эффективном торможении нормального роста наблюдается ано-
мальный рост зерен (вторичная рекристаллизация). При этом
идет очень быстрый рост небольшого числа зерен, благоприятно
ориентированных для аномального роста. Образующаяся после
вторичной рекристаллизации структура часто имеет текстуру,
которая всегда отлична от ранее существовавшей. Из рис. 3.6
следует, что при е 45 % наблюдается сильный рост величины
Уср, причем резко меняется и текстура образца. Это указывает
на протекание вторичной рекристаллизации после деформации
с высокой е. В данном случае торможение нормального роста зерен,
вероятно, обусловлено наличием сильной текстуры и дисперсных
карбидов.

Для описания кинетики изотермического возврата и первичной
рекристаллизации обычно используют зависимость вида

X = 1 — ехр (— Вт"),	(3.1)

где X — доля восстановленного при возврате свойства или ре-
кристаллизованного объема; т—время изотермического отжига;
Вии— коэффициенты (на стадии возврата п = 1, а при объем-
ной рекристаллизации 3 < п с 4).

Структурные изменения в деформированном металле при на-
греве могут иметь ряд особенностей, обусловленных физико-
химическим состоянием сплава, видом и степенью деформации,
условиями нагрева и др. [80].

Отметим, что механическая обработка (шлифованием и поли-
рованием) монокристаллических образцов из никелевого сплава
типа ЖС, а также заготовок, выплавленных методом направлен-
ной кристаллизации и состоящих из нескольких крупных макро-
зерен, с последующим нагревом до 975 ... 1000 °С, в частности,
при испытаниях на долговременную прочность, ведет к рекри-
сталлизации наклепанного металла и образованию на поверхности
поликристаллического слоя. Толщина его зависит прежде всего
от глубины наклепанного слоя и имеет величину порядка десятков
микрометров.

3.3.	ХИМИЧЕСКИЙ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ

Изменение химического состава. Состояние поверхностного
слоя детали при ее эксплуатации непрерывно меняется. Изме-
нение химического состава обусловлено в основном взаимодей-
ствием металла с окружающей средой. При этом элементы среды
проникают в поверхностный слой детали. Глубина их проникно-
вения зависит от коэффициента диффузии I), времени взаимодей-
ствия I и может быть оценена величиной ]/!)/. Значение I) мо-
но найти в работах [12, 93]. Следует отметить, что величина О
зависит от температуры (согласно закону Аррениуса), вида диф-
фундирующего элемента и материала детали. Повышение плот-
ности дефектов кристаллического строения (прежде всего вакан-
сий) может резко повысить I) и усилить диффузионные процессы.
Согласно первому закону Фика плотность диффузионного потока
1-го компонента пропорциональна градиенту его концентрации
в металле

где — коэффициент диффузии 1-го компонента.

Наблюдается насыщение углеродом и кислородом поверхно-
стного слоя медно-алюминиевых сплавов (бронз) при трении
о сталь 45 в условиях углеводородной смазки [73]. Химический
состав поверхностного слоя определили методом электронной
оже-спектроскопии. Концентрация и глубина проникновения
углерода и кислорода зависели от условий испытания, в частности,
от вида смазки. Величина Нс достигала значения порядка 10"1 мкм.
Обнаружено также, что при трении в глицерине наблюдается
анодное растворение А1 в слое глубиной 10"1 мкм. При использо-
вании в качестве смазки химически инертной среды (веретенного
масла А9) на глубине 10“2 мкм состав сплавов был близок к объ-
емному.

В последнее время большое внимание уделяется наводорожи-
ванию поверхностных слоев деталей в процессе трения, что ведет
к преждевременному выходу их из строя в результате «водород-
124
ного износа» [34 ]. Наводороживание поверхностного слоя металла
является результатом разложения углеводородных смазочных
материалов при трении, а также преимущественной диффузии
водорода, содержащегося в металле, к поверхности. Наводорожи-
вание оказывает существенное влияние на величину и характер
распределения деформации по глубине поверхностного слоя де-
тали в процессе трения, на величину силы трения.

Изменение химического состава поверхностного слоя наблюда-
ется и при электрохимической коррозии. Например, проведено
оже-спектроскопическое исследование поверхностного слоя сплава
ХН40МВД после выдержек в кипящей 5 %-ной серной кислоте
[112]. В поверхностном слое сплава наряду с серой, а также каль-
цием и кремнием (являющихся продуктами разрушения стенок
стеклянной колбы, в которой велись испытания) обнаружено зна-
чительное повышение содержания Си и Мо. Это обусловлено
меньшими скоростями растворения Си и Мо по сравнению с Ре
и РГ1, т. е. избирательностью коррозии.

Наибольшие изменения в химическом составе поверхностного
слоя детали наблюдается при высокотемпературной химической
коррозии. Это объясняется прежде всего резким возрастанием
коэффициента диффузии с повышением температуры. При хими-
ческой коррозии также происходит насыщение поверхностного
слоя детали элементами среды (например, кислородом и серой в де-
талях ГТД).

Когда концентрация этих элементов превосходит предельно
допустимую концентрацию для формирования твердых растворов,
они образуют соединения с металлическими компонентами сплава
(например, оксиды и сульфиды). Разные компоненты сплава в
различной степени участвуют в процессе коррозии, поэтому в
в поверхностном слое детали обычно наблюдаются недостаток
активно корродирующих элементов и соответственно избыток
слабо корродирующих. Таким образом, в поверхностном слое
возникает градиент концентрации элементов и начинается их
диффузионный перенос. Диффузионный поток активных элементов
направлен к поверхности. В том случае, когда концентрационная
диффузия в металле является лимитирующей стадией процесса
коррозии, наблюдается изменение содержания металлических
компонентов сплава в поверхностном слое.

Распределение некоторых компонентов никелевого жаропроч-
ного сплава после окисления на воздухе при 1000 °С в течение 200 ч
представлено на рис. 3.7 [50]. При окислении никелевых жаро-
прочных сплавов образуется окалина с повышенным (по сравнению
со средним составом сплава) содержанием А1, Сг и Т1, поэтому
в поверхностном слое металла после окисления наблюдается их
пониженное содержание. Небольшое увеличение концентрации Сг
вблизи внешней границы поверхностного слоя металла обусловлено
внутренним окислением сплава (формированием подокалины).
Чем выше температура и подолжительность окисления, тем больше
глубина поверхностного слоя с измененным химическим составом
(см. рис. 3.7). Толщина такого слоя в жаропрочных сплавах на
основе ЬИ после окисления при 900 ... 1100 °С в течение 200 ч
составляет 10 ... 200 мкм [50].

В общем случае поверхностный слой детали после окисления
представляет собой оксидную пленку (окалину) и поверхностный
слой металла с измененным химическим составом, причем вблизи
окалины металл может быть внутренне окисленным.

Выдержка в вакууме также ведет к изменению химического
состава поверхностного слоя в результате избирательной субли-
мации компонентов сплава. Например, после отжига в вакууме
при 950 °С и остаточном давлении 1,3-10~4 Па коррозионно-стой-
кой стали, содержащей 16 % Ст, 10 % Ы1, 2 % Мо, в течение 70 ч
концентрация Ст на поверхности составила лишь 8 %, а толщина
слоя с пониженным содержанием Сг-— около 20 мкм [121]. Наи-
более интенсивно сублимируются элементы, имеющие высокие
упругости паров.

Изменение фазового состава. Изменение химического состава
поверхностного слоя детали вызывает изменение его фазового
состава. Наиболее типичным примером этого процесса является
формирование оксидов металлов. Кроме того, к изменению фазо-
вого состава ведет и обеднение поверхностного слоя сплава ак-
тивно корродирующими элементами. На рис. 3.8 приведены фраг-
менты дифрактограмм поверхностного слоя жаростойкого ни-
кель-алюминиевого сплава до окисления и после него на воз-
духе при 1000 °С в течение
300 ч. До испытания сплав
был однофазным и представлял
собой фазу №А1 с кубической
структурой ((3-фаза). После оки-
сления в поверхностном слое

Рис. 3.7. Распределение А1, Сг, Мо и ЗУ
в поверхностном слое никелевого жаро-
прочного сплава после окисления на
воздухе при 1000 °С в течение 200 ч

Рис.

еле окисления (б) при 1000 °С в течение

300 ч (Рейе-излучение^

3.8. Фрагменты дифрактограмм
сплава №—А1 до окисления (а) и по-
наряду с образованием оксида а-А12О3 в результате обеднения
алюминием формируется также фаза №3А1 (у'-фаза). Таким об-
разом, в поверхностном слое сплава при окислении протекает
следующее фазовое превращение:

0 -Ы1А1 + О2 -> а-А12О3 + у'-Ы13А1.	(3.2)

По данным рентгеноспектрального микроанализа, средний хими-
ческий состав фазы №А1 в поверхностном слое толщиной около
20 мкм изменяется: содержание А1 снижается от 25 до 20 %. Это
приводит также к изменению периода решетки фазы Ы1А1 на
0,0015 нм.

При окислении никелевых жаропрочных сплавов в результате
обеднения поверхностного слоя А1, Сг, Т1 происходит распад
упрочняющей у'-фазы №3(А1, Сг, Т1) и сплавы в поверхностном
слое представляют собой практически лишь твердый раствор на
основе (у-фаза). Например, поверхностный слой образцов из
сплава ВЖЛ12У после окисления на воздухе при 1000 °С в те-
чение 300 ч состоит из трех различных по* фазовому составу зон:
тонкого слоя окалины; зоны внутреннего окисления (подокалины)
толщиной около 30 мкм; слоя, лишенного упрочняющей у'-фазы,
толщиной 20 ... 25 мкм. Разупрочнение поверхностного слоя этих
сплавов ведет к резкому снижению их прочностных свойств.

Протеканию фазовых превращений способствует и пласти-
ческая деформация поверхностного слоя деталей при их эксплу-
атации. Например, при работе в условиях трения в алюминиевых
и оловянистых бронзах происходит распад а-твердого раствора
на основе Си, при этом в зависимости от свойств среды и состава
сплавов образуются два вида вторичных структур: медная пленка,
расположенная на подложке из а-твердого раствора, либо два
твердых раствора а' и а" [91]. В сталях, содержащих 8 ...
20,2 % Мп; 1,8 ... 8,2 % Ы1 при трении протекают мартенситные
превращения у->е и е-нх, что существенно влияет на их износо-
стойкость [122]. Поверхностные слои контактирующих деталей
при трении на воздухе могут подвергаться окислению, сопровожда-
ющемуся образованием на поверхности или в приповерхностном
слое оксидов металлов.

В ряде случаев в поверхностном слое детали после финишной
обработки фиксируется метастабильное состояние по отношению
к рабочей температуре. Эксплуатация детали при этом может выз-
вать протекание фазовых превращений. Например, в покрытиях
М1СгА1У на лопатках ГТД, полученных осаждением из паровой
фазы, может быть зафиксировано высокотемпературное состоя-
ние, соответствующее Т > 1000 °С. Эксплуатация лопаток при
температуре ниже 1000 °С вызывает в соответствии с диаграммой
состояния фазовое превращение

0-№А1 + у-ЬИ -> у'-№8А1 + а-Сг.	(3.3)
Протекание фазовых превращений в твердом состоянии обычно
сопровождается возникновением высоких локальных напряжений
вблизи частиц выделяющихся фаз, что обусловлено различием
в удельном объеме этих фаз по сравнению с исходными фазами
и усилением диффузионных процессов [12].

3.4.	ОСТАТОЧНЫЕ МАКРОНАПРЯЖЕНИЯ

Макронапряжения, возникающие при обработке заготовок,
в процессе эксплуатации деталей изменяются. Устойчивость и
закономерности их изменения зависят от вида нагружения, ее
величины, температуры и продолжительности работы, а также от
физико-химического состояния поверхностного слоя детали.

Перераспределение и релаксация макронапряжений происходят
в результате пластической деформации металла под действием ос-
таточных макронапряжений и напряжения от внешней нагрузки.
Таким образом, макронапряжения изменяются, если сумма макро-
напряжений и внешнего напряжения превосходит напряжение
течения материала *. Поэтому устойчивость макронапряжений
снижается с ростом их величины и значения внешнего напряже-
ния,, а также с уменьшением напряжения течения. Пластическая
деформация поверхностного слоя детали при ее эксплуатации на
величину около 1 % приводит к практически полной релаксации
макронапряжений. Обычно наблюдается рост макронапряжений
с увеличением степени наклепа поверхностного слоя (рис. 3.9).
Степень релаксации макронапряжений, %

уа== ЮО,	(3.4)

где о0 и о{— значения макронапряжений (в частности, макси-
мальные) после механической обработки и отжига соответственно.
Релаксация макронапряжений наиболее интенсивно протекает
в первые часы.

Значения предела текучести в структурно-стабильных матери-
алах снижаются с ростом температуры, поэтому с повышением ра-
бочей температуры устойчивость макронапряжений уменьша-
ется.

Устойчивость макронапряжений резко снижается при эксплу-
атации детали в условиях циклического нагружения. Это обуслов-
лено прежде всего тем, что предел текучести при циклическом на-
гружении значительно ниже, чем при статическом. Кроме того,
циклические нагрузки могут привести к заметному повышению
температуры металла, интенсифицирующей процесс релаксации
остаточных напряжений.

* Пластическое деформирование микрообластей происходит при напряже-
ниях, меньших макроскопического предела текучести.
Рис. 3.9. Изменение максимальных микронапряжений агаах (а) и степени их ре-
лаксации 7/Ошах (^) в зависимости от степени наклепа в образцах из сплава
ХН70ВМТЮФ после шлифования, фрезерования и обкатывания роликом с уче-
том влияния температуры отжига

Методы и режимы обработки	Температура награда, °С			
	700	850	925	1000
Шлифование (5п=0;05мм/д1Ш.) Ка=Ш, 25 мкм	О	□	△	•А
Фрезеро6ание(5г. =0,05 мм/з^ 9а=5 мкм	©	Н	△	X
Обкатывание роликом  Р=1ООО Н		Л	А	А
Обкатывание роликом Р-=2500Н	©	о	А	*
Обкатывание роликом Р = 5000 Н	е	в	А	+

Релаксация макронапряжений зависит и от продолжительно-
сти нагружения. Основная их часть снимается в начальный период
времени. Если циклическая нагрузка невелика и сумма макрона-
пряжений и максимальной величины циклического напряжения
не превосходит «циклический» предел текучести, релаксация от-
сутствует. При высокой нагрузке наблюдается быстрая релаксация
остаточных макронапряжений.

При циклическом нагружении происходит релаксация макро-
напряжений в стали 35, созданных обкатыванием роликом. Зна-
чительная релаксация макронапряжений наблюдается при амп-
литуде цикла 0,9сг_] [103].

Исследование влияния изотермических нагревов, в воздушной
среде и в вакууме на макронапряжения в образцах из жаропроч-
ных сплавов ХН70ВМТЮ, ХН70ВМТЮФ, ХН55ВМТКЮ, тита-
новых сплавов ВТЗ-1, ВТ9, стали 13Х12Н2В2МФ позволило изу-
чить кинетику релаксаций макронапряжений после различных
видов механической обработки. Макронапряжения измеряли ме-
ханическим методом на приборе ПИОН-2 с непрерывным стравли-
ванием поверхностного слоя.

Эпюры макронапряжений в сплаве ХН70ВТ1О в зависимости
от температуры и продолжительности нагрева в вакууме (при раз-
режении 1,33 -Ю'2 Па) приведены на рис. 3.10. Нагрев сплавов
$Н70ВМТЮ, ХН70ВМТЮФ, ХН5БВМТКЮ до температуры ниже

5 Судима А. М. в дро	129
Рис. 3.10. Изменение остаточных макронапряжений в образцах, из сплава
ХН70ВМТЮ после обработки:

а — фрезерования — 0,08 мм/зуб), ’?« ••• 5 мкм; б — шлифования =
= 0,05 мм/дв. ход. (7?а — 1,25 мкм; в — шлифования ($п — 0,01 мм/дв. ход), Но =
= 0,32 икм в зависимости от температуры и продолжительности отжига:

1 — 20 °С; 2 — 800 °С, 2 ч; 3 — 800 °С, 25 ч; 4 — 800 “С, 100 ч; 5 — 875 °С, 2 ч; в —
875 °С, 25 ч; 7 — 950 “С, 2 ч

700—750 °С практически' не оказывает влияния на макронапря-
жения, а при температурах 950—975 °С они практически полно-
стью снимаются за 2 ч (см. рис. 3.10 и рис. 3.11). Абсолютно полная
релаксация обычно не достигается: сохраняется небольшой разб-
рос значения О’ на уровне (0 ... 5)• 107 Па. Возможная причина
этого—- небольшое окисление поверхностного слоя образцов при

нагреве.

Отметим, что устойчивость макронапряжений ниже 700 °С
обусловлена устойчивостью значения предела текучести сплавов
ниже этой температуры. Например, повышение температуры от
комнатной до 700 °С снижает условный предел текучести а0,г сплава
ХН70ВМТЮ всего на 7 %, а увеличение температуры до 900 °С —
практически на 50 %.

Рис. 3,11. Изменение максимальных значений
макронапряжений в зависимости от температуры
отжига для образцов из сплава ХН70ВМТЮ по-
сле шлифования и фрезерования:

шлифование (Зп = 0,05 мм/дв. ход), Яа = 1,25 мкм
(х); шлифование = 0,0! мм/дв. ход), На —
— 0,32 мкм (V); фрезерование (5Х — 0,05 мм/эуб),
На = 6 мки (о)
Рис. 3.12. Изменение максимальных значений макронапряжений (а) и степени
их релаксации (б) в зависимости от продолжительности отжига для образцов из
сплава ХН70ВМТЮ после шлифования (обозначения см. на рис. 3.11)

Зависимости максимальных макронапряжений отах и степени
их релаксации (7отах от продолжительности вакуумных отжигов
при 700 ... 875 °С приведены на рис. 3.12.

Кривые, аналогичные кривым, приведенным на рис. 3.12,
были построены для образцов из титановых сплавов и стали
13Х12Н2В2МФ, подвергнутых гидрогалтовке или виброабразив-
ной обработке [95]. Заметная релаксация макронапряжений в этих
материалах наблюдается при 400 °С и выше, а при 650 °С проис-
ходит практически их полное снятие за 0,5 ч.

В результате исследований также установлено, что при на-
греве жаропрочных никелевых и титановых сплавов существует
связь между релаксацией макрюнапряжений и снижением сте-
пени деформационного упрочнения (степени наклепа). В качестве
примера на рис. 3.9 приведены зависимости отах и С/отах от ин
для сплава ХН70ВМТЮ. Снижение степени деформационного
упрочнения поверхностного слоя при нагреве сопровождается
релаксацией макронапряжений. Это указывает на важную роль
структурных изменений при нагреве деформированных металлов
в процессе релаксации макронапряжений.

3.5.	ТЕРМОДИНАМИКА ХИМИЧЕСКИХ РЕАКЦИЙ
В ПОВЕРХНОСТНОМ СЛОЕ

Термодинамический анализ исследуемой системы газовая
(жидкая) фаза— поверхностный слой— сплав обычно проводится
в три стадии: определение равновесного состава газовой (жидкой)
фазы, контактирующей с поверхностным слоем материала; расчет
равновесного состава сплава; оценка возможностей протекания
поверхностных реакций на границе раздела фаз.

Определение равновесного состава газовой (жидкой) фазы,
контактирующей с материалом. Расчет равновесного состава газо-
вой фазы необходимо проводить для выявления механизмов взаи-
модействия элементов агрессивной среды с компонентами матери-
ала детали при эксплуатации, а также для определения оптималь-
ных условий роста кристалла на стадии получения сплава или
защитного покрытия. Такой расчет можно провести с использова-
нием двух методик. Первая методика обычно применяется при
анализе достаточно простых систем, содержащих ограниченное
число компонентов и фаз. Она основана на построении линейно-
независимой системы уравнений реакций, протекающих в объеме,
использовании условия химического равновесия (2.60), дополни-
тельных балансных соотношений и уравнения закона Дальтона.
Полученную нелинейную систему уравнений решают численно
на ЭВМ, а результаты расчетов представляют в виде графиков
зависимости состава от температуры.

Вторая методика основана на определении состава смеси, обес-
печивающего минимум свободной энергии Гиббса (или Гельм-
гольца), и не требует построения независимой системы химических
реакций. В любом случае необходимо определить величину АО
(или А/7), а значит вычислить химические потенциалы и связать
их с концентрациями веществ.

Рассмотрим смесь идеальных газов, для каждого компонента
которой известно значение А/7^ (индекс 0 относится к 1 молю).

т

Тогда для смеси получим А/7 = 2 АРю. Так как химический
<=1

потенциал определяется уравнением ц, = (дкР/дп^т, и, п., то
для идеального газа будет справедливо соотношение

. ₽=-^- (“>

Интегрируя (3.5), получим следующее уравнение:

Нг = Мно(Л + ^Т1прг,	(3.6)

При расчетах чаще всего приходится иметь дело с идеальными
и реальными растворами. В первом случае необходимо исполь-
зовать уравнение закона Рауля, связывающее парциальное дав-
ление компонента над раствором рс с давлением насыщенного пара
рю-

р1 = ХсРю,	'	(3.7)

где — мольная доля.

Тогда химический потенциал идеального раствора

Ц/я) = Но/ + КТ 1п р’о + КТ 1п	(3.8)

Рассматривая реальные растворы, вместо мольной доли вводят
активность компонента, сохраняя общий вид уравнения (3.6):

Ц/₽) = Н/о + КТ 1п р*10 + КТ 1п а{.	(3.9)
Подставляя в условие химического равновесия (2.55) выражения
(3.6)—(3.9), получим уравнения, определяющие константы равно-
весия /С:

— Е = КТ Е V<1п	Кр^Пр^-, (3.10)

/<№=77Л^;	(3.11)

Ка-Па^.	(3.12)

Аналогично (3.5) можно вычислить изменение свободной энер-
гии Гиббса (уравнение закона действующих масс):

А6 = Е	(1п77р? - 1п/(р),	(3.13)

где

АО0 = — КТ 1п Кр.	(3.14)

Выражение (3.13) позволяет сделать заключение о возможности
протекания химической реакции. Если в системе присутствуют
исходные вещества и продукты реакции, то = 0 и АО — 0
(химическое равновесие). Когда предполагаемые продукты реак-
ции (их стехиометрические коэффициенты считаются положи-
тельными) отсутствуют в системе, получим > 0, так как
меньше нуля и стехиометрические коэффициенты и химические
потенциалы (реакция невозможна при АО > 0). Наоборот, если
отсутствуют исходные вещества, то АО < 0 (реакция возможна).
О возможности протекания предполагаемой реакции иногда судят
по знаку АО0, что является грубой ошибкой, поскольку АО0
рассчитывается для равновесных условий. Знак же при АО0 позво-
ляет сделать заключение лишь о том, в какую сторону смещено
равновесие (в сторону ли исходных веществ АО0 > 0 или в сто-
рону продуктов реакции АО0 < 0). Еще более грубую ошибку
совершают, когда по величинам АО (или даже АО0), определенным
для каждой реакции системы, выбирают наиболее вероятную.
Такой выбор можно сделать только на основании кинетических
исследований или для равновесных условий с помощью расчета
состава газовой (жидкой) фазы.

Сущность одной из методик определения равновесного состава
газовой фазы рассмотрим на примере сплава (2г + 1 % ЫЬ),
находящегося в атмосфере паров йода при 500 ... 1200 °С. Такая
ситуация может быть реализована при эксплуатации сплава
в ядерном реакторе, где в число продуктов деления урана входит
йод. Независимая система химических реакций может быть запи-
сана через совокупность реакций образования соединений из про-
стых веществ:

[МеЯ + п(1)^:(Ме21п), Ме = 2г, №	(3.15)

и реакций сублимации йодидов:

[МеДп]^(Ме21п).	(3.16)
Каждой реакции (3.15) и (3.16) можно поставить в соответствие
уравнение закона действующих масс, записанного для равновес-
ных условий (3.14). Полученная таким образом нелинейная си-
стема уравнений имеет следующий вид:

1п Рмецп = п 1п Р° + А5/# “ ^Н/КТ + 1п аме2.;
^ПРме,1п ~ —А$*/^ + ЬН'/ЯТ 4- 1П «мер

(3.17)

где а{ — активности 7г и ЫЬ; р1— давления насыщенных паров
йодидов; АТ/ и А5 — изменения энтальпии и энтропии реакций
(3.15); А77* и А5* — изменения энтальпии и энтропии реакций
сублимации (3.16).	/

Решение системы (3.17) реализуется на ЭВМ итерационными
методами. Полученные значения парциальных давлений не-
обходимо сравнить с величинами давлений насыщенных паров
соответствующих йодидов р1. Если р* < то это означает, что
образовавшийся йодид выпадает в твердую фазу и его давление
р1 = р*1. Тогда в систему (3.17) вместо уравнения закона дейст-
вующих. масс для данного йодида необходимо подставить урав-

нение сублимации и снова решить уже видоизмененную систему
(3.17). Все эти процедуры осуществляются на ЭВМ. Результаты
расчетов для системы 7г—ЫЬ—I приведены на рис. 3.13, из ко-
торого следует, что основными компонентами в газовой фазе при
400 ... 1500 °С должны быть йодиды циркония. В этом случае
поверхностный слой сплава будет обогащаться ниобием до тех
пор, пока не установится динамическое равновесие [47]. Химиче-
ская обработка в значительной степени изменяет элементный

состав поверхностных слоев материалов (см. рис. 3.13).

В работах Г. Ф. Воронина и Г. Крепелина аналогично анали-
зировались процессы горения сложных топлив и режимы работы
ракетных двигателей, турбин и компрессоров. Миера, Уайтл
и Уоррел [123] провели термодинамический анализ процесса
жидкостной низкотемпературной (700 ... 850 °С) коррозии в си-
стеме №28О4 — жаропрочный сплав (№, Сг, Ре). В результате

расчетов, выполненных для различных давлений 8О3 (основного

«агрессивного» компонента при работе газовых турбин в морских

районах), была выяв-
лена низкая стойкость
сплавов, содержащих
А1, к воздействию соле-
вой коррозии.

Таким образом, ана-
лиз расчетных данных

Рис. 3.13. Равновесный со-
став газовой фазы в системе
2г — 1 % МЬ:

/ — 2г1«; 2 — 2г!3; 3 — ЫЫГ;
4 — к: « — I
о равновесном составе газовой (жидкой) фазы, находящейся в кон-
такте с поверхностным слоем материала, позволяет получить
информацию, характеризующую: 1) концентрации веществ в ре-
акционном приповерхностном пространстве; 2) основные химиче-
ские реакции, протекающие в системе; 3) процессы адсорбции и
десорбции [2]; 4) скорости роста осадков на поверхности кри-
сталла в квазиравновесном приближении [47]; 5) коррозионную
стойкость и жаростойкость материала [123].

Для того чтобы уточнить и значительно расширить получае-
мую информацию, необходимо определить состав поверхностных
слоев материала и выявить основные химические реакции, 'Проте-
кающие непосредственно в объеме сплава.

Определение равновесного состава материалов. Сущность мето-
дики термодинамического анализа объемных слоев материалов за-
ключается в следующем: 1) подбор априорной информации об
исследуемом сплаве, с помощью которого выявляются все струк-
турные составляющие системы, их термодинамические функции
(энтальпия и энтропия образования, теплоемкость) и раствори-
мости компонентов в различных фазах; 2) определение парциаль-
ной мольной энергии Гиббса для каждой фазы:

+ кт 1п х[а) + б(а) ДТ 1п р2,	(3.18)

причем уравнение (3.18) справедливо только для идеальных
растворов, где хг — мольная доля г-й составляющей в фазе;

, .	[1, если а — газ;

Ру — суммарное давление; б ' = { „

[ 0, во всех других случаях;

3) решение задачи поиска условного минимума энергии Гиббса:

Е Е (р, Т, .... 4“’) = пип, (3.19)
а=1 ;=1

при следующих граничных условиях: а) = То (термическое
равновесие); б) р% ~ р% (механическое равновесие); в) урав-
нение материального баланса

Е	,	(3.20)

а» I

где п(а) — число молей фазы а в смеси; — п(а>х^; V*®’—
число молей /-го независимого компонента в одном моле г-й со-
ставляющей фазы а; 4) определение равновесного состава иссле-
дуемого сплава и составов фазовых составляющих путем решения
системы (3.18)—(3.20); 5) учет кинетики процессов с помощью
полуколичественного рентгеноструктурного анализа и исходя из
данных о растворимости компонентов в различных фазах (на
основании данных рентгеноструктурного анализа получают ин-
формацию об основных фазах и их массовых долях).

В качестве практического использования описанной выше ме-
тодики приведем результаты термодинамического анализа тита-
нового сплава ВТЗЗ. При анализе сплава ВТЗЗ термодинамические
расчеты усложняются, так как в данном случае при термообра-
ботке сплава происходит перераспределение компонентов между
а- и ^-фазами. Рентгеноструктурное исследование сплава ВТЗЗ
после термообработки показало, что объемные доли а- и |3-фаз
относятся как 9:1. Тогда, учитывая растворимости элементов
в а- и р- фазах и рассматривая все известные структурные состав-
ляющие [60] (всего 64 индивидуальных вещества), можно рас-
считать согласно описанной выше методике фазовый состав сплава
ВТЗЗ.

Фазовый состав сплава ВТЗЗ после термообработки (по ре-
зультатам термодинамических расчетов) следующий:

Фаза ......... а-фаза	₽-фаза	РеТ1	2гЫ	Т1С	А12О8

Массовая доля, %	. .	84,2	13,7	0,4	0,8	0,5	0,4

По результатам расчетов а-фаза содержит 90,1 % Т1, а также
8п, 7г, А1, Мо. Основные компоненты [3-фазы Т1 (62 %) и Мо
(32,2 %). Ошибка вычислений в основном определяется адекват-
ностью использованной модели идеальных твердых растворов.
Если уравнение закона Рауля применимо к изучаемой системе,
то величина ошибки задается точностью определения термодина-
мических функций и достигает ^20 % .

Поверхностные реакции на границе раздела фаз. Особенностью
протекающих на поверхности сплавов химических реакций яв-
ляется тот факт, что последние всегда приводят к образованию
новых фаз. В этой связи наибольший интерес представляют ре-
акции, в которые вступают компоненты газовой (жидкой) фазы и
структурные составляющие поверхностного слоя материала, а та-
кже твердофазные реакции, протекающие между внедренными
в поверхностный слой элементами и компонентами сплава. И
в первом и во втором случаях необходимо учитывать различие
в составах поверхностных и объемных слоев материала. Поэтому
в уравнениях закона действующих масс (3.13) должны фигуриро-
вать не объемные, а поверхностные концентрации веществ. По-
следние могут быть определены экспериментально методами ЭОС,
РСХА, ВИМС, МРА и т. д. Вычисления проводятся с учетом ре-
зультатов расчета равновесного состава газовой фазы, контакти-
рующей с материалом, по методике, описанной в разд. 3.5. Полу-
чаемая информация представляет собой графики зависимости из-
менения свободной энергии Гиббса от температуры, суммарного
давления и парциальных давлений основных компонентов агрес-
сивной газовой среды, или так называемые диаграммы стабиль-
ности [119].
Рис. 3.14. Зависимость атомных
концентраций элементов от времени
травления тзр (сталь после имплан-
тации В+ с О = 10” ион/м2 при Е =
= 40 кэВ) и диффузионного отжига
при 600 °С в течение 1 ч

Вероятность протекания
твердофазных химических ре-
акций между имплантирован-
ными в поверхностный слой
элементами и структурными
составляющими высоколеги-
рованной хромистой стали
оценивалась с помощью тер-

модинамического анализа.

Расчет производили для температуры 600 °С (температура диффузи-
онного отжига) с учетом результатов исследования элементного
состава поверхностных слоев стали после ионной имплантации.
Исходя из определенных методом ЭОС концентраций элементов,
были построены диаграммы стабильности, характеризующие ве-
роятность протекания химических реакций в поверхностном слое.
Например, при легировании ионами В+ необходимо рассмотреть
все возможные взаимодействия В с компонентами а-фазы и с
другими фазовыми составляющими стали. Термодинамические рас-
четы показали, что облучение стали ионами В+ с большими до-
зами (О > 1021 ион/м2) должно приводить при диффузионном от-
жиге к появлению новых фазовых составляющих [СгВ], [УС],
[\УС 1, [СоС] и к изменению состава а-фазы. Возможно также об-
разование фазы [Ре2В ], причем освобождающийся Мо вступает
в реакцию с [Ре 1, обедняя а-фазу. Таким образом, облучение
стали ионами В* с большими дозами нежелательно, так как воз-

можно охрупчивание поверхностных слоев материала, вызванное
выделением значительных количеств боридной фазы до 10 %
[СгВ ] (рис. 3.14). Аналогичные расчеты были выполнены для мно-
гих элементов таблицы Менделеева. Результаты термодинамиче-
ского анализа показали, что наиболее перспективным представля-
ется легирование стали следующими элементами: Рд, Ьа, НЕ
Та и V (причем дозы облучения могут быть предельно допусти-
мыми), а также В, М, С (при небольших дозах облучения
<1021 ион/м2). Первая группа элементов должна улучшить кор-
розионные свойства стали, вторая — усталостные и прочностные
свойства.

В заключение необходимо отметить, что к полученным резуль-
татам следует относиться критически, поскольку при анализе не
учитываются скорости протекания реакций, так как неизвестны
ни константы скоростей, ни порядки химических реакций; не
рассматриваются диффузионные процессы в связи с отсутствием
информации о коэффициенте диффузии в многокомпонентных си-
стемах; используются термодинамические функции веществ
ДЯ“9а, Зззд, ДСр“98, точность определения которых не превышает
3—5 %; не вводятся поправки на изменения термодинамических
потенциалов, обусловленные поверхностными эффектами [83 ].
В то же время, как показывают многочисленные примеры, ре-
зультаты термодинамического анализа, подкрепленные экспери-
ментальными данными, дают возможность значительно сократить
время и область поиска оптимальных режимов процессов получе-
ния и обработки материалов, а также оценить их эксплуатацион-
ные свойства.
ГЛАВА

ВЛИЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНОГО слоя
НА ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА
ДЕТАЛЕЙ МАШИН

4.1.	ПРОЧНОСТЬ ПРИ СТАТИЧЕСКОМ

И ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ

Поверхностный слой деталей оказывает влияние на следующие
эксплуатационные свойства: прочность (статическую, цикличе-
скую, ударную), трение и износ, сопротивление коррозии, эро-
зии, кавитации, герметичность соединений, точность деталей и
надежность неподвижных посадок и др. Шероховатость и волнис-
тость поверхности, структура, фазовый и химический состав
поверхностного слоя по-разному влияют на эксплуатационные
свойства деталей. Знание закономерностей комплексного и раз-
дельного влияния параметров поверхностного слоя детали на
их эксплуатационные свойства позволяет оптимизировать техно-
логические процессы изготовления деталей с учетом заданных
условий их эксплуатации.

Шероховатость поверхности. Влияние шероховатости поверх-
ности на сопротивление усталости металла, наиболее изучено
по сравнению с другими параметрами поверхностного слоя.

Влияние шероховатости поверхности на сопротивление уста-
лости обычно оценивается различными коэффициентами концент-
рации напряжений, связанными с геометрическими параметрами
микронеровностей поверхности. Теоретическая зависимость ме-
жду коэффициентом концентрации напряжений и геометриче-
скими параметрами мелких рисок, многократно повторяющихся
на поверхности детали, была установлена Г. Нейбером. Теорети-
ческий коэффициент концентрации напряжений
при кручении и сдвиге

= 1 +	(4.1)

при растяжении и изгибе

аа=1+2/у^’	(4-2)

где у — коэффициент разгрузки, зависящий ют отношения шага
неровностей к их высоте (рис. 4.1); У? г — высота микронеровностей;
г — радиус кривизны на дне впадины.

Соотношения (4.1) и (4.2) можно использовать и для определе-
ния коэффициентов концентрации напряжений, обусловленных
Рис. 4.1. Зависимость ко-
эффициента разгрузки у
от отношения 5/Яг

микронеровностями на поверхности дета-
лей после механической обработки.

Для микрорельефа поверхности после
механической обработки обычно у = 1,
7?г/г = 0,3 ... 0,5, что соответствует тео-
ретическому коэффициенту концентрации
а0 — 1,5 ... 2,5.

Коэффициент концентрации напряже-
ний шлифованной поверхности с пара-
метром шероховатости = 0,32; 0,63;
1,25 мкм равен соответственно 1,2; 1,24
и 1,48.

Используя коэффициент чувствительности металла к концент-
рации напряжений §а, можно приближенно оценить эффективные
коэффициенты концентрации напряжений, обусловленные микро-

неровностями на поверхности детали.

Для углеродистых сталей с малыми радиусами закруглений по
дну микронеровностей можно принять = 0,1 ... 0,2. Для леги-
рованных сталей их значения будут больше. Эффективные коэф-
фициенты концентрации для легированных сталей, вычисленные
по формуле



(4.3)

равны 1,05 ... 1,3. Причем предел выносливости гладких образ-
цов связан с пределом выносливости образцов с концентрато-
ром а_1К соотношением

а-1

°~1К “ 77

(4.4)

Значения Ка. для легированных сталей будут более высокими
по сравнению со значением для углеродистых сталей вследствие
их большой чувствительности к концентрации напряжений.

Эксплуатационные свойства деталей зависят не только от вы-
соты микронеровностей, но и от радиусов закругления впадин и
выступов, угла наклона профиля и шага неровностей.

При значении параметра шероховатости поверхности На 5,0;
1,2; 0,3 и 0,15 мкм (направление неровностей перпендикулярное)
сопротивление усталости теплостойких сталей, титановых и
жаропрочных сплавов (температура нагрева 800—900 °С, рабочая
частота нагружения 1—5 кГц, база испытаний 100 млн. циклов) сни-
жается соответственно на 24—20; 18—16,5; 14—12,5; 10—12 %
по сравнению с сопротивлением усталости этих материалов при
практически полном отсутствии неровностей на поверхности На «
« 0,01 мкм и физико-химических изменений в металле поверх-
ностного слоя (рис. 4.2).

Сопротивление усталости конструкционных материалов с на-
правлением микронеровностей, перпендикулярном к оси образца,
снижается примерно в 1,5 раза больше, чем при направлении
ио
Рис. 4.2. Изменение сопротивления уста-
лости в зависимости от шероховатости по-
верхности сплавов ХН70ВМТЮ (/) и
ХН56ВМКЮ (2):

продольное шлифование кругом (V) и лентой
(А); поперечное шлифование кругом (О) и лен-
той (#); Условия испытания: 800 °С, частота
нагружения 1 кГц (/); 900 °С, частота нагру-
жения 5 кГц (2)

микронеровностей вдоль оси об-
разца, для одинаковых значений
параметров шероховатости. С сни-
жением шероховатости поверх-
ности направление микронеров-
ностей меньше влияет на сопро-
тивление усталости.

Снижение сопротивления уста-
лости обычных конструкционных

сталей (при частоте нагружения до 100 Гц и температуре 20 °С)
при изменении шероховатости поверхности На с 2,5 до 0,16 мкм,
обусловленного механической обработкой, составляет примерно
от 25 до 100 %.

Физико-химическое состояние поверхностного слоя. Пласти-
ческое деформирование поверхностного слоя вызывает увеличение
дефектов в кристаллической решетке, повышение внутренней

энергии и снижение пластичности металла, т. е. приводит к д е-
формационному упрочнению. Влияние этих де-
формационных изменений в поверхностном слое на его прочност-
ные свойства зависит от степени деформации поверхностного слоя
и условий эксплуатации (среды, температуры нагрева, нагрузки)
и продолжительности их воздействия (рис. 4.3).

Экспериментально установлено, что для каждого металла или
сплава и заданных условий эксплуатации существует определен-

Рис. 4.3. Изменение длительной прочности (а) и предела выносливости (б) на базе
108 циклов сплава ХН70ВМТЮ в зависимости от степени предварительной де-
формации и температуры нагрева:

1 — 500 °С; 2 -- 600 “С; 3 — 700 “С; 4 — 800 ’С; 5 — 900 °С
0^,0 -ХН70ВМТЮ;

0,^,0-ХМОВМТЮ?;

а,Ч ,о - ХН55ВНТ9КЮ

Рис, 4.4. Изменение предела выносли-
вости в зависимости от глубины накле-
па после фрезерования (□), шлифова-
ния (V) и обкатывания роликом (о):
Условия испытаний: температура 800 °С
(ХН70ВМТЮ и ХН70ВМТЮФ) и 900 °С
(ХН55ВМТФКЮ), частота нагружения
5 кГц

ная степень предварительной
деформации, обеспечивающая
наибольшую прочность.

Анализ зависимостей уста-
лостной и длительной прочно-
сти образцов из жаропрочных
сталей и сплавов от степени
предварительной деформации
(наклепа) и температуры ис-
пытания позволяет  сделать

следующий вывод. Для деталей из таких материалов, ра-
ботающих при повышенных температурах, оптимальным является
поверхностный слой, подвергнутый малому деформационному
упрочнению, соответствующему остаточной деформации еост =
= 1 ... 4 %, степени и глубине наклепа иг — 3 ... 10 %, Лн ==
= 10 ... 20 мкм, или слой без наклепа.

Можно предположить, что рост прочностных свойств при не-
больших степенях деформации еоот обусловлен снижением не-
однородности распределения дефектов решетки по объему, проте-
канием процесса полигонизации, формированием благоприятной
субструктуры. В то же время с ростом еост пластичность металла
снижается, повышается его чувствительность к перегрузкам,
уменьшается трещиностойкость.

Деформационное упрочнение поверхностного слоя после обра-
ботки резанием металлическим или абразивным инструментом
снижает сопротивление усталости жаропрочных сплавов при ра-
бочих температурах, так как при этом деформация металла по-
верхностного слоя заведомо больше оптимальной. С увеличением
глубины, степени наклепа и базы испытания влияние поверхно-
стного наклепа на сопротивление усталости возрастает (рис. 4.4).
Так, для сплавов ХН70ВМТЮ, ХН70ВМТЮФ и ХН55ВМТФКЮ
с изменением глубины наклепа 15 ... 160 мкм после шлифования,
фрезерования и обкатывания роликом сопротивление усталости
на базе 10 млн. циклов снижается в среднем на 3 ... 7 %, а на
базе 100 млн. — на 5 ... 17 %.

Наблюдаемое усиление влияния поверхностного наклепа на
сопротивление усталости с увеличением базы испытания, т. е.
продолжительности термомеханического воздействия на дефор-
мированный поверхностный слой, связано с развитием диффузи-
онных процессов, вызывающих разупрочнение деформированного

поверхностного слоя.
Для повышения прочностных свойств силовых деталей энерге-
тических машин, поверхность которых обрабатывалась лезвий-
ным или абразивным инструментом, целесообразно удалять наи-
более деформированные наружные слои металла электрохимиче-
ской обработкой или устранять наклеп термообработкой.

Следует указать, что в ряде случаев обработка деталей, ра-
ботающих при низких температурах, методами ППД приводит
к росту их сопротивления усталости. После ППД наряду с увели-
чением суммарной плотности дислокаций рс повышается равно-
мерность их распределения по объему зерен, формируется фраг-
ментарная субструктура [9, 61 ]. Рост рс и наличие субграниц
увеличивают сопротивление пластической деформации. В то же
время равномерное распределение дислокаций по объему затруд-
няет процесс образования микротрещин, способствует сохранению
достаточно высокой пластичности. Эффективность использования
ППД для повышения прочностных свойств металла зависит от
его структурно-фазового состояния до обработки [9, 89].

Деформационное упрочнение поверхностного слоя металлов
приводит к росту предела текучести а0>8 [4, 76, 102]. Авторы
этих работ считают также, что появление на кривой напряжение —•
деформация физического предела, зуба и площадки текучести
может быть обусловлено формированием в образцах более проч-
ного (по сравнению с объемом) поверхностного слоя.

Фазовый и химический составы поверх-
ностного слоя оказывают значительное влияние на проч-
ностные свойства деталей. Например, образование в поверхност-
ном слое углеродистых сталей при лазерной обработке высоко-
дисперсного мартенсита, характеризующегося большим сопро-
тивлением пластической деформации, приводит к резкому уве-
личению сопротивлению усталости при 20 °С [115]. При обработке
резанием стальных заготовок в ряде случаев на их поверхности
образуется плохо травящийся белый слой, представляющий собой
смесь дисперсных зерен мартенсита и остаточного аустенита.
Наличие этого слоя, имеющего обычно толщину порядка 101 мкм,
в образцах из углеродистых сталей приводит к росту сопротивле-
ния малоцикловой и многоцикловой усталости при испытаниях на
воздухе и в активной коррозионной среде [7, 83].

Изменение фазового состава может быть вызвано изменением
химического состава. Влияние различных покрытий, представля-
ющих собой поверхностный слой, отличающихся химическим соста-
вом и структурно-фазовым состоянием от металла в объеме, на
механические свойства деталей будет рассмотрено в гл. 5. Эле-
ментный состав поверхностного слоя изменяется также при окис-
лении или в результате избирательной сублимации компонентов
цплава.

Исследовано влияние окисления на длительную прочность
ряда жаропрочных никелевых сплавов [50]. После высокотем-
пературного окисления в воздушной среде в сплавах формировался
данных позволили сделать вывод

Рис. 4.5. Результаты испытания на ус-
талость образцов из сплава ЖС6У с мо-
дифицированным поверхностным сло-
ем (△) и крупнозернистой структурой
(О) (условия испытания; температура
975 °С, воздушная среда, частота на-
гружения 3 кГц)

поверхностный слой (обеднен-
ный А1 и Сг) толщиной до
10 мкм. На ряде образцов оки-
сленный слой удаляли легким
шлифованием. Установлено, что
удаление этого слоя приводит
к росту длительной прочности
и пластичности при средних
температурах (550—700 °С).
Проведенное исследование, а
также анализ литературных
о том, что снижение длительной

прочности окисленных образцов обусловлено изменениями хи-
мического и фазового составов поверхностного слоя (обеднением
А1 и Сг, растворением упрочняющей /-фазы, проникновением
в сплав кислорода и образованием оксидов), что приводит к его
разупрочнению и снижению прочности образцов [50].

Структура. Чтобы выяснить влияние мелкозернистого
поверхностного слоя на сопротивление усталости сплава ЖС6У,
обычно имеющего крупнозернистую структуру, были проведены
испытания (при 975 °С в воздушной среде) образцов, выплавленных
с использованием модификаторов в облицовочном слое оболочковой
формы и без модификаторов. Модифицированный мелкозернистый
слой имел толщину приблизительно 0,5 мм, линейный размер
зерен в этом слое~10-1 мм. Средний размер зерен в образцах без
модифицированного поверхностного слоя, а также в объеме об-
разцов с таким слоем был равен нескольким миллиметрам. Резуль-
таты испытаний приведены на рис. 4.5. У образцов с мелкозернис-
тым поверхностным слоем сопротивление усталости выше. Можно
предположить, что причиной этого является увеличение длины и

искривленности пути, по которому распространяется усталостная
трещина, в образцах с модифицированным поверхностным слоем.
Кроме того, результаты испытания образцов без модифицирован-
ного слоя характеризуются большим разбросом. Это, вероятно,
обусловлено зависимостью сопротивления усталости от кристалло-
графической ориентации зерен, их размера'и расположения гра-
ниц (относительно направления действия внешней нагрузки) в зоне
поломки образцов.

Остаточные макронапряжения. Если дефор-
мация материала является упругой, то напряжение в любой его
точке есть суперпозиция остаточных макронапряжений аоот и
внешнего-(рабочего) напряжения с?р. Поэтому необходимо из-
бегать появления в детали з00Т того же знака, что и ср. Однако,
если сумма стост и ор превосходит предел текучести материала, то
происходит его пластическое течение и наблюдается релаксация
о00т. Таким образом, остаточные макронапряжения мало или
вообще не влияют на прочность металла, если при испытании
(эксплуатации) происходит его макроскопическое пластическое
деформирование.

При циклическом нагружении релаксация макронапряжений
наблюдается в том случае, когда сумма о00Т и превосходит
циклический предел текучести. Причем характер взаимодействия
остаточных и рабочих напряжений зависит от вида напря-
женного состояния, скорости нагружения, температуры на-
грева, окружающей среды и структурного состояния мате-
риала.

В литературе давно дискутируется вопрос о влиянии наклепа
поверхностного слоя и остаточных макронапряжений на изме-
нение сопротивлению усталости. Повышение предела выносливости
при 20 °С сталей, подвергнутых ППД, обусловленное макронапря-
жениями Ао'.Д и наклепом поверхностного слоя ДоС-1, зависит
от структурно-фазового состояния материала [89]. Для образцов из
сталей с сорбитной и трооститной структурами величина
ДоД/Ао—1 (Дсг-1 = До'-1 + АоД — общее увеличение предала
выносливости, где АаД и ДоД —- рост предела выносливости,
обусловленный соответственно макронапряжениями и наклепом
поверхностного слоя), положительна, но снижается от 77 до 42 %
с ростом микротвердости от 200 до 480 НУ. Это обусловлено рос-
том предела текучести и соответственно остаточных макронапря-
жений в сталях при увеличении их твердости.

Однако для сталей с мартенситной структурой величина АоД
становится отрицательной. Отмечено, что эффективность ППД
зависит от микротвердости стали и при >700 НУ она практически
равна нулю. Можно предположить, что это обусловлено повы-
шенной хрупкостью мартенситных сталей после ППД, что об-
легчает процесс зарождения трещин.

Результаты многочисленных исследований показывают, что
при высокой температуре нагрева и циклическом нагружении
остаточные макронапряжения независимо от их значения и знака
мало или вообще не оказывают влияния на сопротивление уста-
лости жаропрочных сплавов. Это обусловлено прежде всего
быстрой релаксацией о00т при нагреве образцов.

Влияние параметров поверхностного слоя на сопротивление
усталости после механической обработки. В настоящее время
только для некоторых конструкционных материалов имеются
экспериментальные зависимости характеристик прочности от основ-
ных параметров поверхностного слоя. Например, зависимость
сопротивления усталости (МПа) жаропрочных сплавов от
параметров поверхностного слоя после шлифования выра-
4.1. Значения коэффициентов Л01 Лц Л2 и Л3 в уравнении (4.6)
для сплавов ХН70ВМТЮ, ХН70ВМТЮФ и ХН55ВМТКЮ

(на базе 100 млн. циклов)

Сплав	Ло	Л,	Л,	Ля	Темпера- тура на- грева прн испытании на уста- лость, °с
ХН70ВМТЮ	305,9	—3,53	— 1,36	—0,54	800
ХН70ВМТЮФ	309,2	— 1,26	—1,56	— 1,29	800
ХН55ВМТК1ф	309,1	—3,12	—1,37	— 1,02	900

жается уравнением множественной регрессии следующего
вида:

<7-1 = Ло -ф- На -ф- Лг^н Ч~ Лаин,	(4.5)

где На, Нн, ии — параметры поверхностного слоя /?а, йн, мкм;
ин, %; Ао, Лх, Л2, Л3 — коэффициенты при переменных в кор-
реляционном уравнении (табл. 4.1).

Снижение сопротивления усталости жаропрочных сплавов (на
базе 100 млн. циклов) от совместного влияния параметров поверх-
ностного слоя относительно сопротивления усталости этих спла-
вов с шероховатостью поверхности = 0,01 мкм в среднем
составляет при шлифовании поверхности с параллельным направ-
лением неровностей на поверхности с На = 0,08 ... 5 мкм —
10 ... 30 %, а при шлифовании поверхности с перпендикулярным
направлением неровностей соответственно 17... 40%. Влияние
параметров поверхностного слоя на сопротивление усталости на
базе 10 млн. циклов несколько слабее: снижение сопротивления
усталости при шлифовании вдоль образца в том же интервале
микронеровностей поверхности составляет соответственно 7 ...
20 %, а при шлифовании поперек образца 10 ... 25 %.

Совместное рассмотрение данных о комплексном и раздельном
влиянии параметров поверхностного слоя на сопротивление уста-
лости позволило установить определенное соотношение между зна-
чимостью каждого из них. Например, относительная значимость
каждого из параметров поверхностного слоя в снижении сопро-
тивления усталости жаропрочных сплавов после шлифования при
заданных условиях испытания оценивается следующим образом:
шероховатость поверхности до 50 %, физико-химическое состояние
поверхностного слоя 40 ... 45 % и технологические остаточные
макронапряжения 5 ... 10 %, причем это отношение практически
сохраняется постоянным в интервале оптимальных режимов шли-
фования, обеспечивающих шероховатость поверхности На =
— 5 ... 16 мкм для данного физико-химического состояния поверх-
ностного слоя.
4.2.	ТРЕНИЕ И ИЗНОС

Многие детали машин работают в условиях трения, возникаю-
щего при относительном перемещении контактирующих тел.
При этом они подвергаются изнашиванию. Под изнашиванием
понимают процесс разрушения и отделения материала с поверх-
ности твердого тела и (или) накопление его остаточной деформации
при трении, проявляющийся в постепенном изменении размеров
и (или) формы тела. Количественной характеристикой изнашива-
ния является износ, оцениваемый, например, по убыли массы
детали за время ее работы.

Основные трибологические * характеристики (интенсивность
изнашивания и коэффициент трения йтр) зависят от физико-химиче-
ского состояния контактирующих материалов и условий их работы:
величины нагрузки Р, скорости перемещения оп, рабочей темпе-
ратуры Тр, свойств рабочей среды Сх. Для всех материалов су-
ществует диапазон величин Р, оп, Тр, Сх, в котором значения
&тр и намного ниже, чем вне этого диапазона [54, 561. Дан-
ное явление — результат структурной приспособляемости мате-
риалов, заключающейся в перестройке структуры поверхностного
слоя в энергетически выгодную для дайных условий нагружения.
При этом взаимодействие трущихся тел и рабочей среды локали-
зуется в тонком слое, характеризующемся особым структурно-
фазовым состоянием (слой «вторичных» структур). Этот слой за-
щищает основной материал от разрушения. Внешние механиче-
ские воздействия неизбежно разрушают слой вторичных струк-
тур, но параллельно идет процесс его образования. Таким обра-
зом, наблюдается динамическое равновесие процессов разруше-
ния и образования вторичных структур.

Отметим, что явление структурной приспособленности нашло
объяснение в рамках структурно-энергетической теории трения,
разработанной на основе термодинамики необратимых процессов
[56].

Нормальное механо-химическое изнашивание происходит при
реализации структурной приспособляемости. Нормальное изна-
шивание включает комплекс явлений, связанных с деформацией,
текстурированием тончайших поверхностных слоев металла, их
взаимодействием с химически активными компонентами рабочей
среды. Наиболее распространенной разновидностью нормального
изнашивания является окислительное, при котором на поверх-
ности трения образуется защитная оксидная пленка. Коэффициент
Атр при нормальном окислительном изнашивании имеет величину
порядка 10~2 ... 10-1, разрушение локализуется в тонком слое тол-
щиной 10-3 ... 10~2 мм [53,1. Этот вид изнашивания наблюдается
при невысоких рабочих температурах. При нормальном изнаши-

* Трибология — наука, занимающаяся изучением трения и износа узлов
машин и механизмов.
вании в сечении детали можно выделить три зоны, отличающиеся
по своему структурно-фазовому состоянию: зону с измененным фа-
зовым составом, характеризующуюся мелкодисперсной структу-
рой и текстурой (зона вторичных структур); подповерхностную
зону с повышенной плотностью дислокаций и, наконец, металл
в объеме. Для нормального изнашивания характерна однород-
ность деформированного состояния по поверхности детали, рав-
номерность распределения дефектов решетки. Все это происходит
в условиях стимулирующего действия адсорбции и диффузии
активных компонентов среды в металл, причем скорость диффузии,
а также химических реакций в поверхностном слое увеличиваются
на несколько порядков по сравнению с металлом в объеме.

По классификации, предложенной Б. И. Костецким [53], нор-
мальное механо-химическое изнашивание является допустимым
видом разрушения при трении. К этому же виду относится.окисли-
тельная форма абразивного изнашивания (условно нормального),
происходящего без снятия микростружки и повреждения царапа-
нием. Коэффициент трения при таком изнашивании имеет вели-
чину того же порядка, что и при нормальном окислительном
изнашивании, но толщина разрушающегося слоя на порядок выше.

К недопустимым видам разрушения при трении относятся схва-
тывание I и II рода, фреттинг-процесс, механическая форма
абразивного изнашивания, контактная усталость (явления пов-
реждаемости при трении). Эти явления наблюдаются при значениях
параметров Р, цп, Тр, Сх выше критических. Коэффициент тре-
ния и глубина разрушающегося слоя, при этом возрастают на
1 ... 2 порядка по сравнению со значениями, характерными для
нормального изнашивания. Резко уменьшается (на несколько по-
рядков) удельная работа поверхностного разрушения, равная от-
ношению работы трения к удаленной в результате изнашивания
массе детали.

Разрушение схватыванием заключается в сцеплении трущи-
хся материалов на отдельных участках с последующим вырыва-
нием частиц из поверхностного слоя одной детали и налипанием
или наволакиванием их на поверхность другой детали. Это обы-
чно приводит к появлению на поверхностях трения рисок и за-
диров. Схватывание происходит на участках физического конта-
кта свежих ювенильных поверхностей. Причем схватывание I
рода возникает при малых скоростях оп и высоких нагрузках Р,
приводящих к большой пластической деформации; схватывание
II рода происходит при высоких скоростях цп и нагрузках Р,
что ведет к возникновению недопустимо больших температур.
Поэтому факторы, затрудняющие непосредственное соприкосно-
вение поверхностей трущихся деталей, пластическое деформи-
рование поверхностного слоя, его нагрев противодействуют схва-
тыванию.

Нормальное изнашивание протекает в три этапа. В начальный
период происходит приработка, т. е. процесс изменения геометрии
148
поверхностей трения и физико-химического состояния поверхно-
стного слоя трущихся материалов. В этот период (при неизменном
режиме трения) снижаются скорость изнашивания и коэффици-
ент трения. Происходят коренные изменения характеристик микро-
рельефа поверхности и структурно-фазового состояния поверх-
ностного слоя (идет процесс структурного приспособления). По-
сле окончания приработки возникает «равновесная» шерохова-
тость поверхности. Она не зависит от величины и характера ше-
роховатости поверхности в исходном состоянии [56].

После приработки наступает период установившегося изнаши-
вания, отличающийся постоянством интенсивности. Этот период
характеризуется равновесием процессов возникновения и раз-
рушения «вторичных» структур, теплообразования и теплоотвода.
После истечения определенного периода времени интенсивность
изнашивания начинает увеличиваться, наступает этап усиленного
изнашивания. Это вызвано заметными изменениями в, условиях
работы узла трения вследствие изменения зазоров в сопряжениях,
геометрической формы деталей и пр. Отметим, что при неблаго-
приятных условиях приработки этап установившегося изнашива-
ния может и не наблюдаться.

Влияние состояния поверхностного слоя на износостойкость.
Шероховатость поверхности детали (высота, форма и направление
микронеровностей) оказывает влияние на износостойкость только
в период приработки. От шероховатости зависит также длитель-
ность этого периода. Экспериментально установлено [45, 56],
что для каждой конкретной детали существует оптимальная шеро-
ховатость, при которой коэффициент йтр и износ оказываются ми-
нимальными. Оптимальной следует считать шероховатость, близ-
кую к «равновесной». При этом снижается износ, сокращается
продолжительность приработки, предотвращается развитие яв-
лений повреждаемости (в частности, схватывания).

Для снижения износа на поверхность детали наносят регуляр-
ный микрорельеф, представляющий собой систему регулярно рас-
положенных канавок. При трении со смазкой эти канавки играют
роль «масляных карманов»: по мере изнашивания смазка из них
поступает в пространство между трущимися поверхностями. Кроме
того, в канавки собираются продукты износа, что снижает интен-
сивность абразивного изнашивания.

Для повышения износостойкости-деталей широко используют
методы ППД [34, 91 ]. После такой обработки повышаются сопро-
тивление пластическому деформированию, твердость, увеличива-
ется равномерность распределения дефектов решетки по поверх-
ности детали. Предварительный наклеп активирует поверхност-
ный слой, что приводит к росту скоростей диффузии и химических
реакций. Если деталь работает в условиях нормального изнаши-
вания, то это положительно сказывается на ее износостойкости,
поскольку уменьшается время образования защитных «вторичных»
структур и соответственно продолжительность приработки.Следует
указать, что зависимость износостойкости от глубины и степени
наклепа поверхностного слоя немонотонная: максимальное сни-
жение износа достигается после обработки с определенными
(оптимальными) по значению Лн и мн.

Износостойкость деталей зависит от кристаллографической
ориентации зерен в поверхностном слое. При исследовании кри-
сталлов №, Си, 2п, 81 с различной ориентацией плоскости по-
верхности обнаружена заметная анизотропия коэффициента тре-
ния и износостойкости [52]. Значение &тр при трении меди в поли-
кристаллическом и монокристаллическом состоянии с ориента-
цией плоскости поверхности (Ш) по окиси алюминия заметно
отличаются [1161. С ростом нагрузки Р это различие уменьша-
ется, что обусловлено формированием при трении в поверхностном
слое поликристаллического и монокристаллического образцов
близкого по характеристикам структурного состояния.

Можно предположить, что оптимальной для деталей является
текстура, аналогичная той, которая формируется в процессе тре-
ния. Наличие оптимальной текстуры создает благоприятные усло-
вия для приработки, предотвращает развитие явлений поврежда-
емости.

Фазовый и химический составы поверхностного слоя оказывают
существенное влияние на триботехнические характеристики ма-
териалов. Данные, приведенные в обзоре [91], показывают, что
обработка лучом лазера поверхностного слоя сталей 40Х, ШХ15,
У10, Р6М5, ХВГ позволяет резко повысить их износостойкость.
Это обусловлено прежде всего образованием в поверхностном слое
облученных сталей высокодисперсного мартенсита, обладающего
высоким сопротивлением пластической деформации и большой
твердостью. Указывается, что снижение износа при трении без
смазки (на порядок по величине) быстрорежущей стали Р18 после
электронно-лучевой обработки обусловлено радиационными пов-
реждениями и выделением мелкодисперсных карбидов типа У/2С
и У2С.

Исследовалось влияние фазового состава на износ нестабиль-
но-аустенитных хромомарганцевых сталей при трении по абра-
зиву [62]. Показано, что наличие в их поверхностном слое мар-
тенсита — деформации приводит к повышению износостойкости
до уровня стали 45, имеющей в исходном состоянии значительно
более высокую твердость, чем хромомарганцевые стали.

Разнообразные изменения в фазовом составе поверхностного
слоя происходят при поверхностном, легировании материалов.
Широко используемая для повышения износостойкости химико-
термическая обработка направлена на получение в поверхност-
ном слое металлов благоприятного структурно-фазового состоя-
ния. Например, при азотировании сталей в поверхностном слое
образуются нитриды и карбонитриды железа, .а также нитриды
других элементов, содержащихся в сталях. Еще большую твер-
дость (до 2000 НУ) приобретает сталь после борирования, при
150
этом обычно образуются бориды типа РеВ и Ре2В. Цементация
малоуглеродистых сталей позволяет получить в поверхностном
слое после закалки высокоуглеродистый мартенсит, в то время
как сердцевина остается мягкой и вязкой. Для повышения износо-
стойкости на поверхность деталей наносят различные покрытия
гальваническими, газотермическим методами, осаждением в ва-
кууме и др. (см. гл. 5.). При выборе материала покрытия необ-
ходимо помнить, что металлы с ГП-решеткой обычно имеют нам-
ного более высокую износостойкость, чем металлы с кубическими
решетками.

Остаточные макронапряжения в поверхностном слое мало
влияют на его износ. Это обусловлено тем, что при трении в по-
верхностном слое протекает интенсивное пластическое деформи-
рование, что способствует быстрой релаксации м-акронапряжений.

4.3.	коррозионная стойкость

Коррозия металлов и сплавов представляет собой процесс их
самопроизвольного разрушения в результате взаимодействия с ок-
ружающей средой. Безвозвратные потери металла вследствие кор-
розии составляют около 15 % всего объема выпускаемого метал-
ла, поэтому исследованию процесса коррозии и повышению кор-
розионной стойкости металлов уделяется большое внимание
[33, 461.

Различают два основных вида коррозии — химическую и
электрохимическую. Электрохимическая коррозия протекает в
результате взаимодействия металла с электролитами —- раство-
рами или расплавами солей и щелочей, растворами кислот, а
также влажной атмосферой. При этом процесс разрушения металла
сопровождается протеканием электрического тока между анодными
и катодными участками поверхности. Образование таких резко
отличающихся по свойствам участков на поверхности металла обу-
словлено неоднородностью физико-химического состояния по-
верхностного слоя материала, концентрационной неоднородно-
стью коррозионной среды, неоднородностью физических условий
на границе металл—среда, которая связана с неравномерностью
температуры среды, скоростью ее движения и пр.

Анодный (окислительный) процесс связан с переходом ионов
металла в электролит:

Ме->• Ме+ + е~.	(4.6)

Остающиеся в металле «избыточные» электроны участвуют
в катодном (восстановительном) процессе. Сущность катодного
процесса состоит в ассимиляции этих электронов деполяризатора-
ми, в роли которых выступают ионы или молекулы электролита,
например:

О2 + 4е- + 2Н?О -> 4ОН-.	(4.7)

Такой процесс протекает в нейтральных и щелочных средах
в присутствии кислорода. Ионы Ме+ могут в дальнейшем взаимо-
Рис. 4.6. Катодная (/) и анодные (2, 3)
поляризационные кривые:

2 — без пассивации; 3 — при наличии пас-
сивации

действовать с ОН" и О2, в резуль-
тате чего образуется гидратиро-
ванный окисел металла.

Термодинамическим условием
электрохимической коррозии
является

АОа + А6Й < 0,	(4.8)

где АОа и АОК — изменение сво-
бодной энергии Гиббса при про-

текании анодной и катодной реакций. Значения А6а и АОК

пропорциональны значениям равновесных электрических потен-
циалов анода фа и катода <р2 соответственно. Поэтому термоди-
намическое условие (4.7) можно сформулировать как фа < фк.
Значения АО (ср0) зависят от характеристик системы металл—
среда, их можно определить экспериментально или' расчетным
путем.

О скорости электрохимической коррозии можно судить по
величине силы тока I, протекающего между анодом и катодом

Фк — фа =	(4.9)

где фк и <ра — потенциалы катода и анода; 7? —• электрическое
сопротивление участка поверхности между катодом и анодом.

Законы Фарадея устанавливают связь между скоростью раство-
рения металла и величиной /. Значения фк и <ра при протекании
коррозии отличаются от равновесных вследствие эффекта поля-
ризации. С ростом силы тока обычно потенциал анода увеличива-
ется, а катода уменьшается (см. кривые 1, 2 на рис. 4:6). При
естественной коррозии значение К. мало, поэтому значение силы
тока /х коррозии можно найти из условия фк ~ фа.

В ряде случаев наблюдается пассивация поверхности матери-
ала. Поляризационная кривая 3 металла при наличии пассивации
показана на рис. 4.6. Видно, что при фп < Ф < фпер скорость
коррозии и соответственно сила тока коррозии малы. Причина
пассивности металла — образование на его поверхности в резуль-
тате адсорбции кислорода или другого окислителя слоев, снижа-
ющих активность металла, либо формирование неактивных ок-
сидных или солевых пленок. И лишь при <ра > фпер интенсивность
коррозии резко увеличивается с ростом <ра, что обусловлено разви-
тием точечной коррозии в присутствии агрессивных (обычно хло-
ридных) ионов, разрушающих в отдельных местах пассивирующие
пленки.

Все методы защиты металла от электрохимической коррозии
предусматривают снижение силы тока коррозии, например, в ре-
152
зультате «перевода» металла в пассивное состояние. Этого мо-
жно добиться изменением физико-химического состояния металла.
Примером служит легирование железа хромом и никелем, что
способствует образованию при коррозии пассивирующей окисной
пленки на поверхности сплава.

Химическая коррозия протекает в газовых средах при отсут-
ствии влаги (газовая коррозия), а также в жидкостях, не являю-
щихся электролитами. Металл при этом разрушается вследствие
чисто химических реакций. Наибольшее практическое значение
имеет химическая коррозия при повышенных температурах в га-
зовых средах, содержащих кислород. Коррозионную стойкость
при высокотемпературной газовой коррозии называют жаростой-
костью. В результате коррозии металл переходит в окисленное
состояние

хМе + уО2 МежО25,.	(4.10)

Реакция (4.10) протекает при ДО < 0, где ДО — изменение
свободной энергии Гиббса системы при переходе в окисленное
состояние. Наиболее активно взаимодействуют с кислородом А1,
Сг, Т1, 81, У, Ш, редкоземельные металлы. Благородные ме-
таллы не подвергаются коррозии в кислороде (ДО > 0). Отметим,
что при 20 °С практически все металлы могут подвергаться окисле-
нию в воздушной атмосфере. Однако условие ДО > 0 не дает све-
дений о скорости коррозии, определяемой скоростью роста оксид-
ных пленок. Различают сплошные и пористые оксидные пленки.
Первые образуются при условии

1 <(ММ<2,5,	(4.11)

где Уок и Уме — объемы оксида и металла, израсходованного на
образование оксида.

В ряде случаев' возникающие при образовании оксида механи-
ческие напряжения приведут к растрескиванию и отслаиванию
оксидной пленки. К высоким внутренним напряжениям в решетке
оксида ведут также особенности диффузии через нее катионов и
анионов, геометрия детали, несоответствие коэффициентов линей-
ного расширения металла и оксида и другие причины [50].

При росте пористых оксидных пленок кислород свободно посту-
пает к поверхности металла по трещинам и сколам в пленке.
Толщина пленки при этом изменяется со временем т по линейному
закону

Н = йуг,	(4.12)

где — константа.

Лимитирующей стадией роста сплошных пленок является пере-
мещение по объему оксида в зону реагирования ионов металла и
кислорода, а также электронов сквозь оксидную пленку. Образо-
вание сплошных пленок ведет к замедлению процесса окисления,
т. е. эти пленки обладают защитными свойствами. Рост достаточно
толстых пленок (й > 10 нм) подчиняется параболическому за-
кону

й2 — йт или 7а = йрт,	(4.13)

где д — масса оксида; к и кр — коэффициенты.

Поскольку диффузионное перемещение частице решетке оксида
идет по точечным дефектам, их концентрация имеет большое зна-
чение в процессе коррозии. Температурная зависимость константы
йр описывается законом Аррениуса

кр = (йр)0 ехр (-СЖТ),	(4.14)

где (йр)0 — предэкспоненциальный множитель; — энергия ак-
тивации диффузии частиц в оксиде; /? — газовая постоянная;
Т—абсолютная температура.

В общем случае рост оксида описывается уравнением

дп = кпх.	(4.15)

Чем значение параметра п ближе к 1, тем в большей мере рост
пленки лимитируется скоростью реакции (4.10); при п = 2 рост
пленки лимитируется диффузией в оксиде. Если п > 2, то это
свидетельствует о действии каких-либо факторов, замедляющих
диффузию и тормозящих рост оксида. 

Окисление многокомпонентного сплава в значительной сте-
пени зависит от его химического состава. Если концентрация леги-
рующих компонентов невелика, то на сплаве обычно образуется
оксид металла-основы, в котором могут растворятся атомы леги-
рующих компонентов. При этом скорость окисления меняется
вследствие изменения концентрации точечных дефектов в решетке
оксида металла-основы при растворении в нем других элементов.
Это происходит, например, если валентности основного и примес-
ного элементов различны.

При более высокой концентрации легирующих элементов на
сплавах могут образовываться отдельные слои окислов различных
компонентов сплава, слой смеси оксидов или слои сложных
многокомпонентных окислов, например, шпинели типа Ме'Ме^.
Изменение скорости окисления сплава по сравнению с чистым
металлом в этом случае обусловлено образованием новых окислов,
имеющих иную проницаемость для ионов металла и кислорода.

Если скорость диффузии кислорода в сплаве на основе более
благородного Ме', выше скорости диффузии менее благород-
ного Ме", то наблюдается явление внутреннего окисления. При
этом под оксидной пленкой Ме(Оу (окалиной) образуется слой
металла, обогащенный более благородным компонентом и содер-
жащий частицы оксида менее благородного элемента. Этот слой
называют подокалиной. Внутреннее окисление наблюдается только
ниже некоторой критической для менее благородного элемента
молярной доли в сплаве (обычно «ИО %).

Общая и местная коррозия различаются по характеру корро-
зионного воздействия. При общей коррозии разрушение металла
154 ‘
и образование оксидной пленки происходит более или менее рав-
номерно по всей поверхности металла. При местной коррозии
разрушение носит локальный характер. Явление местной корро-
зии часто наблюдается при электрохимической коррозии. При
этом различают точечную коррозию, межкристаллитную (по гра-
ницам зерен), контактную (в местах контактов различных ме-
таллов), щелевую (в зазорах и щелях детали). В ряде случаев
коррозия носит структурно-избирательный характер, при этом
происходит интенсивная коррозия наименее коррозионно-стойких
фаз в сплаве. Например, наблюдали интенсивную избирательную
коррозию волокон 6-фазы (№3ЫЬ) в окисленном на воздухе эв-
тектическом жаропрочном никелевом сплаве со структурой
у/у' — 6 [70]. Хотя потери металла от общей коррозии преоб-
ладают, местная коррозия является более опасной, поскольку
сильно влияет на прочностные свойства деталей.

Методы исследования коррозионной стойкости. Простейшим
способом оценки коррозионной стойкости является определение
изменения массы образца после испытания. Например, согласно
ГОСТ 6130—71 жаростойкость материалов характеризуется удель-'
ным (на единицу площади поверхности) приростом массы образцов
после окисления д или удельным уменьшением массы после удале-
ния продуктов коррозии д*.

Неравномерное по характеру коррозионное разрушение оцени-
вают по глубине проникновения коррозии /1кор. Величину йкор
измеряют одним из микроскопических методов (ОМ 'или РЭМ).

Основным методом исследования электрохимической коррозии
является построение поляризационных кривых металла (см.
рис. 4.6), что позволяет предсказать его поведение в различных
условиях. Однако в ряде случаев измеряют убыль массы или
глубину коррозии.

Поскольку коррозия материала ведет к изменению физико-
химического состояния его поверхностного слоя, то для исследо-
вания процесса коррозии и коррозионной стойкости можно при-
менять методы изучения химического состава и структурно-фа-
зового состояния (см. гл. 2). Коррозионная стойкость, очевидно,
тем выше, чем меньше изменения в физико-химическом состоянии
поверхностного слоя металла, обусловленные коррозией. Приме-
ры использования этих методов для оценки жаростойкости при-
ведены в работе [72].

Влияние химического состава поверхностного слоя. Химиче-
ский состав поверхностного слоя материала оказывает влияние на
коррозионную стойкость. Поскольку коррозия — поверхност-
ное явление, постольку влияние на нее химического состава ме-
талла по существу сводится к влиянию состава его поверхностного
слоя. Поэтому для повышения коррозионной стойкости материалов
проводят их поверхностное легирование, наносят различные по-
крытия (см. гл. 5). Причем объемное легирование часто оказы-
вается экономически нецелесообразным, особенно при использо-
Рис. 4.7. Изменение толщины по-
верхностного слоя образцов из спла-
ва ХН56ВМКЮ после электрополи-
рования (/, 2) и шлифования (Г, 2')
в зависимости от температуры и про-
должительности окисления:

1,1' — 950 °С; 2,2' — 1050 °С

вании в качестве легирующих компонентов таких дорогостоящих
элементов, как У, НГ, РГ, редкоземельных металлов и др. Введение
таких элементов в количестве всего лишь ~0,1 ... 1 % может
существенно повысить сопротивление химической и электрохими-
ческой коррозии [40, 50]. Следует однако помнить, что при уве-
личении продолжительности коррозионного воздействия защитные
свойства легированного поверхностного слоя постепенно исчер-
пываются в результате его коррозионного разрушения, диффузии
легирующих компонентов в объем и т. д.

Влияние структурно-фазового состояния поверхностного слоя.
Наклеп поверхностного слоя материала ведет к росту его свобод-
ной энергии и, следовательно, склонность к коррозии повышается.
Кроме того, наклеп приводит к увеличению числа дефектов решетки
и соответственно росту диффузионной подвижности атомов в ме-
талле. Поэтому обычно наклеп интенсифицирует процесс коррозии.
Зависимости толщины поверхностного слоя ЛПс измененного
химического состава шлифованных и электрополированных об-
разцов из сплава ХН56ВМКЮ при окислении на воздухе при-
ведены на рис. 4.7 [50]. Из рис. 4.7 следует, что интенсивность
окисления наклепанных образцов значительно выше. Кривые жа-
ростойкости сплава ВЖЛ12У до ионного легирования химически
инертным Хе и после легирования приведены на рис. 4.8. Образцы
после ионного легирования оказываются значительно более ак-
тивными. Это обусловлено, очевидно, ростом числа дефектов ре-
шетки при воздействии на поверхностный слой сплава ионного
пучка (радиационная повреждаемость). После вакуумного отжига
образцов (при 1000 °С — 1 ч), ведущего к снижению концентрации
дефектов решетки, кривые жаростойкости легированного ксеноном

сплава и сплава, не подвергав-
шегося ионному легированию,
практически совпадают.

Следует отметить, что пла-
стическое деформирование ме-
талла ведет не только к его

Рис. 4.8. Жаростойкость сплава
ВЖЛ12У до (/) и после ионного ле-
гирования Хе+ (2) (испытание на воз-
духе при 1000 °С)
наклепу, но и изменяет шероховатость поверхности, уровень мак-
ронапряжений, а в ряде случаев приводит к структурным и фа-
зовым превращениям. Наличие разных фаз в сплаве, имеющих
различные электрохимические характеристики и жаростойкость,
повышает неоднородность состояния поверхностного слоя, что
способствует развитию местной коррозии.

Наиболее ярко влияние фазового состава на коррозионную
стойкость материала проявляется при превращении структуры
металла из кристаллической в аморфную (и обратно). Аморфные
металлы получают охлаждением расплавов с очень большой ско-
ростью (сОхл й Ю6 К/с). Для аморфизации поверхностного слоя
материалов используют ионно-лучевую обработку, а также об-
работку электронным и лазерным лучами. Многие аморфные сплавы
на основе железа, титана, кобальта обладают превосходной корро-
зионной стойкостью. Аморфные сплавы имеют ток пассивации на
один или несколько порядков ниже по величине, чем сплавы того
же химического состава, но с кристаллической структурой.
Точечная коррозия аморфных сплавов наблюдается при значи-
тельно более высоких потенциалах. Предполагается, что причиной
их высокой коррозионной стойкости является формирование пас-
сивирующих пленок с аморфной структурой [70]. Эти пленки
обладают малой проницаемостью для частиц, быстро восстанавли-
ваются при разрушении (явление репассивации), являются более
пластичными.

Шероховатость поверхности также влияет на коррозионную
стойкость. Обычно рост шероховатости ведет к увеличению актив-
ности коррозии. Повышение шероховатости приводит к увеличе-
нию реальной площади корродирующей поверхности. Растет
электрохимическая неоднородность поверхностного слоя. При га-
зовой коррозии во впадинах собираются агрессивные примеси
среды (например, сульфиды и хлориды металлов на поверхности
лопаток ГТД), интенсифицирующие коррозию. Защитные окисные
пленки на поверхности с грубым рельефом в большей степени
склонны к растрескиванию.

4.4.	ТОЧНОСТЬ ДЕТАЛЕЙ И НАДЕЖНОСТЬ
НЕПОДВИЖНЫХ СОПРЯЖЕНИЙ

Точность, наряду с прочностью и износостойкостью, является
важнейшим показателем эксплуатационной надежности деталей.
Следует различать статическую точность, получаемую в результате
обработки и сборки, и динамическую точность, получаемую при
работе детали и зависящую от эксплуатационных факторов (ско-
рости, динамических нагрузок, температуры нагрева и др.).

Исходная точность детали зависит от методов и режимов об-
работки и определяется точностью размеров, формы и точностью
взаимного расположения поверхностей. При сборке изделия ис-
ходная точность детали, полученная после обработки, может
изменяться в зависимости от вида сопряжений, монтажных за-
зоров, натягов и методов сборки. Точность детали после обработки
и в процессе сборки можно сравнительно легко определить с по-
мощью современных измерительных приборов и устройств, а
контроль и прогнозирование динамической точности детали весьма
затруднены. Только после некоторого срока эксплуатации при
разборке изделия можно определить характер влияния парамет-
ров поверхностного слоя на точность детали.

Из всех параметров поверхностного слоя наибольшее влияние
на точность детали в эксплуатации оказывают остаточные макро-
напряжения. Потеря исходной точности детали в период эксплу-
атации обусловлена их деформацией, вызванной релаксацией ос-
таточных напряжений под воздействием температуры, нагрузки
и времени. Влияние деформации на точность геометрической
формы деталей в процессе их эксплуатации особенно существенно
для тонкостенных деталей типа лопаток турбины. При длительной
эксплуатации деталей, а также под воздействием высоких рабочих
температур происходит релаксация’ макронапряжений в поверх-
ностном слое, протекающая тем полнее, чем выше температура на-
грева и больше продолжительность воздействия теплоты. При этом
скорость релаксации остаточных макронапряжений разного знака
неодинакова. Остаточные макронапряжения в поверхностном
слое тонкостенных деталей обычно имеют неравномерное распре-
деление (переходящие от сжимающих к растягивающим напряже-
ниям и наоборот), их релаксация происходит с различной скоро-
стью, вследствие чего неизбежна деформация детали, снижающая
ее точность. Направление и величина деформации зависят от ве-
личины и характера распределения остаточных макронапряжений
поверхностного слоя, а также от жесткости детали. Вели-
чина деформации деталей может быть определена расчетным
путем.

Установление математических зависимостей между величиной
и направлением деформации при изготовлении детали и релакса-
цией остаточных напряжений в условиях эксплуатации позволит
оптимизировать режимы обработки, обеспечивающие не только
достижение, но и длительное сохранение точности геометрической
формы деталей.

Надежность неподвижных разъемных сопряжений деталей
в эксплуатации, главным образом, зависит от шероховатости по-
верхности, конструкции деталей и условий эксплуатации. При
большой шероховатости поверхности в результате смятия гребеш-
ков нарушается вид посадки. При -малой шероховатости (На <
< 0,16 мкм) не обеспечивается необходимое сцепление сопря-
женных поверхностей, поэтому для каждого вида посадки суще-
ствует своя оптимальная шероховатость поверхности, обе-
спечивающая высокую надежность сопряжений в эксплуа-
тации.
4.6. ВЫБОР И ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЕ ОБЕСПЕЧЕНИЕ ПАРАМЕТРОВ
ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ ДЕТАЛЕЙ МАШИН

ДЛЯ ЗАДАННЫХ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ

В настоящее время в машиностроении существуют реальные
возможности технологического управления формированием выб-
ранных параметров поверхностного слоя детали в процессе ее из-
готовления. Эта возможность может быть реализована рациональ-
ным выбором методов и режимов предварительной и окончатель-
ной обработки рабочих поверхностей детали.

Установление оптимальных методов и режимов обработки,
обеспечивающих требуемую точность, параметры поверхностного
слоя и устойчивую работу технологической системы, является
одним из важных этапов технологической подготовки производства.
Для технологического обеспечения требуемых эксплуатационных
свойств изготавливаемой детали или узла необходимо:

конструктору выбрать материал детали, обоснованно опреде-
лить и задать в чертеже соответствующие параметры поверхност-
ного слоя и точности размеров, формы и взаимного расположения
поверхностей;

Рис. 4.9. Схема выбора параметров поверхностного слоя детали с учетом задан-
ных условий эксплуатации и их технологического обеспечения
технологу выбрать методы и режимы обработки, обеспечиваю-
щие заданные параметры поверхностного слоя и точности с наи-
меньшей технологической себестоимостью.

Схема выбора параметров поверхностного слоя деталей с учетом
заданных условий эксплуатации и технологического обеспечения
их представлена на рис. 4.9.

Конструктор, зная технические условия на изделие и условия
его нормальной эксплуатации, определяет основные параметры
эксплуатационных свойств и допустимые пределы их изменения
для наиболее нагруженных поверхностей детали, лимитирующих
ресурс и надежность работы машины. Затем, анализируя взаимо-
связь между параметрами эксплуатационных свойств, физико-
химическими свойствами материала детали и параметрами по-
верхностного слоя и учитывая заданную долговечность ее работы,
'конструктор рассчитывает параметры поверхностного слоя и точ-
ности детали, определяющие требуемые эксплуатационные свой-
ства и в допустимых пределах их изменения.

Вычисленные параметры поверхностного слоя и точности де-
тали должны находиться в диапазоне технологических возмож-
ностей машиностроительного производства. На. данном этапе
конструктор использует имеющиеся статистические данные по эксп-
луатации прототипов проектируемой машины, свой опыт работы,
государственные стандарты.

Выбранные конструктором материал детали, параметры точ-
ности и шероховатости поверхностного слоя рабочих поверхно-
стей детали являются для технолога исходными данными при раз-
работке технологического процесса ее изготовления.

Технолог, выбрав возможные методы обработки, анализируя
их физико-химические процессы и зная зависимости параметров
поверхностного слоя от условий их обработки, рассчитывает ре-
жимы и условия обработки для каждого из выбранных методов
и технологическую себестоимость, обеспечивающих требуемые
параметры поверхностного слоя для рассматриваемой поверхности
детали.

Стандартизация параметров физико-химического состояния по-
верхностного слоя существенно облегчила бы разработку опти-
мальной технологии изготовления деталей машин.
5

ГЛАВА

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ

ПОВЫШЕНИЯ РЕСУРСА
И НАДЕЖНОСТИ РАБОТЫ
ДЕТАЛЕЙ МАШИН

5.1.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ МЕТОДОВ
ОБЕСПЕЧЕНИЯ ЗАДАННЫХ ПАРАМЕТРОВ

ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ

В машиностроении используют различные технологические
методы обеспечения заданных параметров поверхностного слоя
деталей с учетом заданных условий их эксплуатации: рабочих
нагрузок, температуры нагрева, окружающей среды и продол-
жительности физико-химического воздействия.

Упрочнение поверхностным деформированием, обеспечиваю-
щее получение в поверхностном слое структур с повышенным
содержанием дефектов, широко используется для повышения со-
противления усталости как деталей без концентраторов напряже-
ний, так и деталей с концентраторами напряжений, работающих
при умеренных температурах нагрева (до температур воз-
врата).

Химико-термические и термические поверхностно-упрочняю-
щие методы обработки (поверхностная закалка, цементация,
азотирование, алитирование, борирование) позволяют резко из-
менить физико-химическое состояние поверхностного слоя де-
талей и обеспечить требуемые эксплуатационные свойства (из-
носостойкость, сопротивление усталости, жаростойкость и др.).
Применение этих методов является не только эффективным,
но в ряде случаев единственно возможным способом обеспечения
заданного ресурса и надежности работы деталей.

Жаростойкость, износостойкость и сопротивление коррозии
могут быть существенно повышены при нанесении на рабочую
поверхность детали металлических и неметаллических покрытий.
Высокая теплостойкость детали обеспечивается плазменным на-
пылением (соединение двух материалов происходит в результате
механического сцепления и диффузии при температуре, равной
нескольким тысячам градусов).

Практическое применение получили также наплавление, ла-
зерная обработка, ионное легирование и т. д. Некоторые из этих
технологических процессов одновременно повышают сопротивле-
ние усталости, сопротивление коррозии и другие эксплуатацион-
ные свойства поверхностного слоя детали.

Классификация технологических методов обеспечения требуе-
мых параметров поверхностного слоя деталей машин для задан-
ных условий эксплуатации приведена в табл. 5.1.

6 Сулима А. М. и др.	161
5 5.1. Характеристики технологических методов обработки поверхностного слоя деталей машин

Методы обработки и способы нанесения покрытий	Обрабаты- ваемый материал	Шерохова- тость по- верхности Да, мкм	Толщина модифи- цированно- го слоя, мм	Степень упроч- нения, %		Твердость	Максималь- ные напря- жения о, МПа		Назначение обработки
Упрочнение поверхностным пластическим наклепом									
Обработка дробью (стальны- ми шариками диаметром 1 ...  5 мм) *	Чугуны, стали, сплавы	Ухуд- шается; обеспечи- вает 16 ... 2,5	0,2 ... 1,0	20 ... 40		__	200 ... 750		Повышение сопротивления усталости
Совмещенное поверхностное пластическое деформирова- ние (гидравлическое и пнев- матическое деформирование дробью) *	То же	Ухуд- шается; обеспечи- вает 2,5 ...0,63	0,05 ... 0,3	10 ...	40	—	200	... 500	Повышение сопротивления усталости, из- носостойкости
Гидровиброударная обра- ботка *	>	Ухуд- шается; обеспечи- вает 2,5 ... 0,63	0,05 ... 0,3	10 ...	40		200	... 500	То же
Ультразвуковое поверхно- стное пластическое деформи- рование (стальными шари- ками) *	>	Ухуд- шается; обеспечи- вает 1,25 ... 0,32	0,05 ... 0,3	10 ...	40	—	200	... 500	
Центробежная обработка (шариками или роликами) *	>	У худ- шается; обеспечи- вает 0,63 ... 0Д6	0,05 ... 0,3	10 ... 40	—	200 ... 500	»
Поверхностное обкатыва- ние *		Обеспечи- вает 1,25 ... 0,04	0,1 ... 0,5	20 ... 50		500 ... 700	
Сглаживание (алмазное) *  Закалка с нагревом токами вч ••	>  Стали	Обеспечи- вает 1,25 ... 0,04  Поверхности  Не изме- няется	0,01 ... 0,3  ая термическа  0,2 ... 10,0	10 ... 60  я обработ	ка  НКСэ =  = 40 ... 70	500 ... 700  300 ... 800	»  Повышение сопротивления усталости, из- носостойкости
Закалка с нагревом газовым пламенем **	Стали, чугуны	Ухуд- шается	0,5 ... 10,0	—	ВДСэ = = 40 ... 70	300 ... 800	То же

Термическая обработка

Отжиг для снятия остаточ- ных напряжении *  § ——					Стал и, сплавы	Не изме- няется	Не изме- няется				Повышение сопротивления усталости при высокой температуре
2

Продолжение табл. 5Д

Методы обработки и способы нанесения покрытий	Обрабаты- ваемый материал	Шерохова- тость по- верхности Ла, мкм	Толщина модифи- цированно- го слоя, мм	Степень упроч- нения, %	Твердость	Максималь- ные напря- жения б, МПа	Назначение обработки
Химические способы:  пиролиз летучих соедине- ний в протоке *	Стали, металлы, сплавы, порошки, керамика	Методы  Остается неизменной	нанесения пс  1СГ1 ... 10“4	крытий	—	—-	Повышение сопротивления коррозии, из- НОСОСТОЙКОСТИ8 жаростойкости и эмиссион- ных характе- ристик
транспортные реакции *	То же	То же	10’1 ... 10~8		—	—	
водородное восстановле- ние галогенидов метал- лов *	<		1 ... Ю-з	—	—	--	
осаждение из растворов и расплавов **	Чугуны, стали, сплавы, металлы	Обеспечи- . вает  2,5 ... 0,08	10’1 ... 10-3	—		—-	Повышение сопротивления коррозии, из- носостойкости
Физические способы: окраска **	Чугуны, стали, металлы, сплавы, керамика, пластмассы н т. д.	Ухуд- шается	0,3 ... 0,15	—-	—	—	Повышение сопротивления коррозии
плакирование **	Стали, сплавы, металлы	Ухуд- шается
наплавление **	Чугуны, стали, сплавы, металлы (ограни- ченно)	То же
горичее металлопокры-  тие погружением **	То же	»
детонационное напыле- ние *	Чугуны, стали, сплавы, металлы, керамика	»
газопламенное напыле- ние *	Стали, сплавы, металлы, чугуны, керамика	»
прямое электронно-лу- чевое испарение в ва- кууме *  § 						Сплавы, стали, металлы, керамика, порошки	Остается неизменной
100 ..	. 10-1	—	—		Повышение сопротивления коррозии, из- носостойкости
100 .	. 10-1	—	250 ... 650НУ	100 ... 500	То же
10 ..	10-!	—	—	—	»
1...	10”!	—	—	—	Повышение сопротивления коррозии, из- носостойкости, жаростойкости и сопротивле- ния эрозии
10я ..	. 10-!	—	—	—	То же
10“1	... 10'5		——		»
8

Методы обработки и способы нанесения покрытий	Обрабаты- ваемый материал	Шерохова- тость по- верхности мкм
вакуумно-плазменное распыление *	Стали, сплавы, металлы, керамика	Ухуд- шается
магнетронное распыле- ние *	Стали, сплавы, металлы, керамика	Остается неизменной
газопламенное напыле- ние **	То же	Ухуд- шается
Электр оино-дуговая	ме-  таллизация *	В	То же
катодное распыление *	в	Остается неизменной
Физико-химические способы: электрохимическое оса- ждение из растворов и расплавов: хромирование *	Металлы, стали,	Обеспечи- вает
Продолжение табл. 5.1

Толщина модифи- цированно- го слоя, мм		Степень упроч- нения, %	Твердость		Максималь- ные напря- жения МПа	Назначение обработки
10-1	... 10-»		—		__	Повышение сопротивления коррозии, из- носостойкости, жаростойкости и сопротивле- ния эрозии
10-1	.. 10-8	—-	—			То же
1...	1О’а		—		—-	>
10’1 .	.. 10’3	—	—		—-	
1О'а .	. 10-8	—-	—-		__	
1...	10"а	—	500 .	.. 1200НУ	200 ... 600	Повышение сопротивления
3

		сплавы, чугуны	2,5 ... 0,32
никелирование *		То же	Обеспечи- вает 2,5 ... 0,32
железнение *			Обеспечи- вает 8 ... 2
борирование *		Стали, металлы, сплавы	Обеспечи- вает  4,0 ... 0,5
оксидирование *		Алюминий и его сплавы	Ухуд- шается
плазмохимическое  ждение в вакууме	оса-	Металлы, стали, сплавы, керамика, порошки	Остается неизменной
					коррозии, из- носостойкости
10 ..	10-’	—	550 ... 650НУ	—	То же
10 ..	10-»	—	120 ... 600НУ	—	Повышение износостой- кости
1...	10-!	—	До 2200НУ	—	Повышение сопротивления коррозии и износостойко- сти
10~1	... 10-’	—		—	То же
1...	10-4	—			Повышение жаростойкости, сопротивления коррозии, из- носостойкости, эмиссионных характеристик
1

Продолжение табл. 5.1

Методы обработки и способы наиесення покрытий	Обрабаты- ваемый материал	Шерохова- тость по- верхности #а, мкм	Толщина модифи- цированно- го слоя, мм	Степень упроч- нения, %	Твердость	Максималь- ные напря- жения ст, МПа	Назначение обработки
Химико-термическая обработка							
Диффузионное насыщение по- верхностного слоя: азотирование **	Металлы, стали,' чугуны, сплавы	Остается неизменной	1 ... 10"2	—	650 ... 1100НУ	400 ... 800	Повышение износостой- кости, сопро- тивления кор- розии, жаро- стойкости
цементация **	Малоугле- родистые стали, сплавы, металлы	То же	1 ... 10’2	—	ВДСэ = = 60 „. 70	400 ... 800	Повышение износостой- кости
цианирование **	Стали	В	1 ... 10~2	—	ВДСЭ =  = 60 ... 75	400 ... 800	То же
борирование * *	Стали, металлы, сплавы	в	0,35 ... 10"3	—	225 ... 325НУ	—	Повышение износостой- кости, сопро- тивления эро- зии, корро- зии, жаро- стойкости
силицирование * *	То же	То же	0,2 .	. 0,05	—	100 .	.. 125НУ	—	То же
хромирование **	Стали, чугуны, тугоплав- кие ме- таллы, сплавы	Ухуд- шается	0,2 .	. 0,02	—-	100 .	.. 200НУ	—	>
алитирование **	Стали, чугуны, металлы, сплавы	То же	0,5 .	. 0,05	—		—	—	>
титаиирование **	Стали, металлы, сплавы	»	0,3 .	. 0,05	—	250 .	.. 400НУ	—	»

Иоино-лучевая обработка

Иоииое легирование (имплан- тация) *	Металлы, сплавы, керамика, стали, порошки	Сохра- няется	10-» ... 10-‘				Повышение сопротивления коррозии,эро- зии, уста- лости, жаро- стойкости, из- носостойкости
3

Продолжение табл. 5.1

Методы обработки в способы нанесения покрытий	Обрабаты- ваемый материал	Шерохова- тость по- верхности #ав мкм	Толщина модифи- цированно- го слоя, мм	Степень упроч- нения.	Твердость	Максималь- ные напря- жения о, МПа	Назначение обработки
Ионная очистка *	Металлы, сплавы, керамика, стали	Улуч- шается			—	—	Очистка по- верхности ОТ- загрязнений, создание тре- буемого  микрорельефа^ улучшение адгезионных свойств

Лазерная обработка

Термообработка **	Металлы, сплавы, стали	У худ- шается	1 ... ю-*				Повышение сопротивления коррозии, эро- зии, уста- лости, жаро- стойкости, из- носостойкости
Легирование **	То же	То же	1 ... 10-1			—	То же

Точность обработка детали; * — сохраняется,, — ухудшается
5.2.	УПРОЧНЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫМ ПЛАСТИЧЕСКИМ
ДЕФОРМИРОВАНИЕМ

Упрочнение поверхностного слоя является следствием упруго-
пластического деформирования, возникающего при механическом
воздействии на металл.

Существует много методов упрочнения поверхностным дефор-
мированием, основанных на статическом и динамическом воздей-
ствиях на поверхностный слой, вызывающих в нем пластическую
деформацию. В процессе упрочнения поверхностного слоя (без
значительного его разогрева при механическом воздействии)
обычно не происходят химические превращения, а имеет место
дробление и изменение ориентации, блоков и зерен, увеличение
числа дефектов субструктуры.

Поверхностное упрочнение — одно из старейших технологи-
ческих направлений повышения сопротивления усталости дета-
лей, нашедшее широкое применение во многих отраслях машино-
строения. Большие заслуги в разработке и развитии этого направ-
ления принадлежат И. В. Кудрявцеву, И. А. Одингу, С. В. Се-

ренсену и другим ученым.

Выбор  метода упрочнения предопределяется прежде • всего
видом материала, формой и размерами детали.

Обработка дробью применяется для упрочнения деталей не-
больших размеров, сложной конфигурации или с малой жестко-
стью (шестерни, пружины, рессоры и др.). Глубина наклепа при
обдувке дробью не превышает 0,8 мм. Дробеструйная обработка
ухудшает исходную шероховатость поверхности детали; Режим
обработки определяется скоростью дроби, расходом ее за еди-
ницу времени и продолжительностью обдува. Дробеструйной
обработке могут подвергаться заготовки из сталей, чугуна и
сплавов различной твердости.

Совмещенное поверхностное пластическое деформирование (ги-
дравлическое и пневматическое деформирование дробью). Упроч-

нение поверхностного слоя гидравлическим и пневматическим
деформированием производят стальными шариками с эмульсией
или трансформаторным маслом на специальных насосных установ-

ках (рис. 5.1).

Лопатки, закрепленные
замками в переходниках,
совершают вращательное
(20 мин-1) и возвратно-посту-
пательное (20 ... 50 мм/мин)
движения относительно со-
пел. Сопла расположены на
дне камеры на расстоянии
200 ... 250 мм от оси враще-
ния лопаток. При подаче
воздуха из воздухопровода

Рис. 5.1. Схема гидродробеструйной ус-
тановки
под давлением 108 Па (в пневмогидродробеструйных установках)
или смазочно-охлаждающей жидкости (в гидродробеструйных
установках) в соплах создается разрежение; стальные шарики
вместе с маслом или эмульсией засасываются в сопло через
заборные окна и под давлением подаются на обрабатываемую
заготовку.

Удары дробинок воспринимаются поверхностным слоем детали
через жидкостную пленку, способствующую более равномерному
распределению ударной нагрузки на поверхность, чем при об-
работке сухими шариками. Одновременно жидкость оказывает
охлаждающее действие, снижая температуру поверхностного слоя
обрабатываемой заготовки, которая при упрочнении сухими ша-
риками достигает 600 °С.

В гидродробеструйной установке (см. рис. 5.1) камера 2,
в которой находятся обрабатываемые лопатки 3, разделена на
две полости сеткой, пропускающей из верхней полости в нижнюю
полость жидкость и изношенные стальные шарики, свободно сли-
ваемые через окно в бак 5. Отфильтрованная от изношенных ша-
риков жидкость насосом 1 подается к соплам 4.

Расход шариков через каждое сопло равен 24 кг/мин, а масла —
40 л/мин при давлении 2 • 10® Па. Давление и время обработки уста-
навливают в зависимости от материала и размера детали. Время
обработки лопаток в зависимости от их размеров 8 ... 22 мин.
В гидродробеструйных установках обрабатывается одновре-
менно по 5 ... 30 шт. малогабаритных лопаток (каждую лопатку
тремя—шестью соплами) за 15 ... 30 мин. Крупногабаритные
лопатки упрочняют по 1 шт. с помощью 15 сопел за 40 ... 45 мин.

После гидравлического поверхностного деформирования
кромки пера лопатки вследствие наличия мелких местных по-
вреждений необходимо зачищать вручную.

Шероховатость поверхности пера лопатки перед пневмодробе-
струйным упрочнением соответствует = 0,63 ... 0,32 мкм;
после обработки стальной литой дробью диаметром 0,5 ... 1,0 мм
(Диаметр дроби должен быть <1 < (1,2 ... 1,6) гш1п, где гтШ —
минимальный радиус галтели, подвергаемой обработке) поверх-
ность лопатки ухудшается до = 2,5 ... 0,65 мкм, поэтому
перо лопатки вновь полируют на полировальных бабках войлоч-
ным кругом с нанесенной на него абразивной пастой (микро-
порошок М40) или шлифовальной шкуркой на виброполироваль-
ных станках, что обеспечивает параметр шероховатости пера ло-
патки = 0,63 ... 0,32 мкм.

Для упрочнения дисков компрессора применяют восьмисоп-
ловые установки. Деформационному упрочнению этим методом
подвергаются цапфы, шестерни, валы, трубопроводы и др.

Пневмодробеструйным упрочнением обрабатывают также
крупногабаритные заготовки со сварными швами и заготовки,
шероховатость поверхности которых должна быть не выше На =
= 2,5 ... 1,5 мкм.
Рис. 5.2. Кинематическая схема установки для гидрогалтовки лопаток

Гидравлическая галтовка. Деформационное упрочнение ги-
дравлической галтовкой основано на механическом воздействии
рабочей смеси (стальная дробь диаметром 0,6 ... 0,8 мм и масло)
на упрочняемую поверхность при их соударении.

Наличие масляной пленки создает условия для гидравличе-
ского удара и жидкостного трения дроби о поверхность заго-
товки и благоприятствует пластическому деформированию тон-
кого поверхностного слоя при сохранении низкого параметра
шероховатости обработанной поверхности.

Существует несколько модификаций гидрогалтовочных уста-
новок (УГЛ-1, УГЛ-2, УГЛ-3, ГРП-300), позволяющих одновре-
менно обрабатывать 12 ... 24 лопатки компрессора длиной 300 мм
и более. Кинематическая схема полуавтоматической установки
приведена на рис. 5.2.

Установка рассчитана на одновременную обработку 20 лопа-
ток, снабжена тремя индивидуальными приводами для вращения
диска с лопатками вокруг своей оси (установки) и оси лопатки
роторным колесом, смесителем рабочей смеси и центробежным
насосом. Электродвигатель 4 через систему зубчатых колес,
связанную с неподвижной шестерней 3, сообщает вращение
диску 5 с лопатками 7. На диске смонтированы два редуктора
с шестернями 6. На осях шестерен при помощи кассетных приспо-
соблений закреплены упрочняемые лопатки, вращающиеся вокруг
Рис. 5.3. Схема установки с инерционным приводом для виброгалтовки лопаток

своей оси. Струя рабочей смеси подается вверх осевым насосом 8,
приводимым в движение электродвигателем 9, и, попадая на отра-
жатель 2 дробеметного колеса 1, разлетается веером в направле-
нии вращающихся лопаток.

В бункер установки засыпают 40 ... 50 кг дроби
(ГОСТ 11964—81Е) диаметром 0,6 ... 1,2 мм и заливают 120 ...
160 л рабочей смеси.

Оптимальный режим упрочнения гидрогалтовкой устанавли-
вают экспериментально. Он зависит от многих факторов: материала
заготовки и температуры ее нагрева при эксплуатации, размеров
и формы заготовки и др. Например, лопатки ротора компрессора
из титанового сплава ВТЗ-1 обрабатывают по следующему ре-
жиму: частота вращения ротора (дробеструйного колеса) —
450 мин-1, продолжительность обработки 30 мин. Шероховатость
обработанной поверхности соответствует На = 0,63 ... 0,16 мкм,
степень наклепа 120 %.

Вибрационная галтовка. Вибрационная галтовка осущест-
вляется на инерционных дисбалансных установках. Рабочая
камера установки совершает колебательные движения в трех или
двух плоскостях, а приспособление с закрепленными в нем ло-
патками вращается. При работе вибратора приспособлению с ло-
патками и рабочей средой (наполнителем) сообщаются колеба-
тельные движения с заданными частотой и амплитудой. Непре-
рывно перемещающиеся стальные шарики, ударяясь о поверх-
ность лопаток, сглаживают, неровности и пластически деформи-
руют поверхностный слой.

Виброгалтовочная установка с инерционным приводом
(рис. 5.3) состоит из контейнера /2, ротора с лопатками 13, вибра-
тора с приводом, рамы И с закрепленными на ней подвижными
частями, которая в процессе работы опирается на пневматические
баллоны 10, основания 4 с резиновыми амортизаторами 8. В со-
стоянии покоя рама 11 контейнера 12 опирается на стойки 9.

т
Вибрационные колебания контейнера осуществляются полым
валом 6 с дисбалансовыми грузами 5. Вращение валу передается
от электродвигателя 1 через две эластичные муфты 7 и валик 5.
Торможение вала при остановках производится электромагнит-
ным колодочным тормозом 2. Подача воздуха осуществляется
через фильтр 14 и редуктор давления 15. Контейнер имеет короб-
чатую форму с цилиндрическим дном. В его верхней и нижней
частях приварены коллекторы для подвода и отвода промывочно-
охлаждающей жидкости.

Работает установка следующим образом. В контейнер зали-
вают рабочую жидкость, устанавливают ротор с лопатками и за-
сыпают стальные шарики. Контейнер закрывают крышкой и
включают насос, прокачивающий жидкость. В пневмобаллоны
подают воздух под давлением (2 ... 3)-105 Па, поднимающий кон-
тейнер на заданную высоту, обеспечивающую включение привода
вибратора. Очистка контейнера от стальных шариков осуществ-
ляется пневмоотсосом.

Режим виброгалтовки устанавливается экспериментально. Так,
для обработки лопаток из стали 13Х12Н2ВМФ применяют сле-
дующий режим: амплитуды колебаний — вертикальная 2,9 ...
3,6 мм, боковая 1,0 ... 1,1 мм; осевая 0,1 ...0,15мм; частота коле-
баний 24 Гц. Шероховатость поверхности пера лопатки после
упрочнения На — 0,32 ... 0,16 мкм.

Виброгалтовкой обрабатывают также сепараторы подшип-
ников, диски компрессора, высоконагруженные шестерни, шлицы
валов компрессора и др.

Ультразвуковое поверхностное пластическое деформирование.
Установка для упрочнения ультразвуковым деформированием
лопаток ГТД (рис. 5.4) и других деталей состоит из генератора
ультразвуковых колебаний, магнитострикционного преобразо-
вателя 1 электрических колебаний в механические и преобразова-
теля 2 (концентратора) с рабочей камерой для размещения упроч-
няемых заготовок 4 и рабочего тела 5 (шариков), при помощи ко-
торых энергия механических колебаний ультразвуковой частоты
передается шарикам.

Упрочняемые детали закрепляются в зажимах, установленных
на верхней крышке 5 рабочей камеры. В качестве генератора
ультразвуковых колебаний обычно используют генераторы
УЗГ-2-10 (мощность до 10 кВт, частота 18 ... 20 кГц). Деформа-
ционное упрочнение окончательно обработанных лопаток осу-
ществляется стальными шариками диаметром 1 ... 3 мм, смачи-
ваемыми эмульсией. Заданная степень деформационного упроч-
нения поверхностного слоя детали обеспечивается выбором ре-
жима обработки (расстояние детали от вибрирующих стенок ка-
меры, продолжительность обработки, диаметр стальных шари-
ков) .

Шероховатость поверхности после упрочнения ухудшается
по сравнению с исходной.
Рис. 5.4. Установка для ультразвуко-
вого деформационного упрочнения:
1 — магнитострикционный преобразова-
тель; 2 — преобразователь колебаний
(концентратор); 3 — рабочее тело (ша-
рики); 4 — лопатка; 5 — прозрачная
крышка

Рис. 5.5. Схема многокомпозиционной
дробеметной установки для упрочне-
ния деталей микрошариками

Поверхностное деформирование микрошариками. Основное пре-
имущество данного метода — возможность деформационного уп-
рочнения маложестких деталей сложной геометрической формы,
деталей с тонкими кромками, малыми радиусами переходных
поверхностей, галтелями. При этом достигается шероховатость
поверхности На = 0,63 ... 0,16 мкм и деформационное упроч-
нение тонких поверхностных слоев. В поверхностном слое лопа-
ток наводятся сжимающие остаточные макронапряжения, имею-
щие максимальное значение у поверхности.

Схема многопозиционной установки для упрочнения микро-
шариками резьбовых деталей, пазов елочных хвостовиков лопа-
ток турбин, пера лопаток компрессора и других заготовок, пока-
зана на рис. 5.5. Преимуществом установки является широ-
кая возможность регулирования скоростей полета микроша-
риков.

Поверхностное обкатывание роликами и шариками. Обкатыва-
нием роликами и шариками обычно упрочняют наружные и вну-
тренние цилиндрические поверхности (валы, болты), реже —
плоские и фасонные поверхности (шестерни, шлицы, резьбы, пазы
в елочных замках лопаток турбины и др.). При обкатывании роли-
ками основными параметрами режима упрочнения являются дав-
ление на ролик, число ходов ролика, его форма и размеры, по-
дача и скорость обкатывания. Главный из них — давление на
ролик, так как этот параметр определяет глубину деформиро-
ванного слоя.

Упрочнение поверхностного слоя деталей роликами и шари-
ками, сопровождающееся улучшением параметра шероховатости
176
поверхности, повышает сопротивление усталости и износу, на-
дежность посадок и контактную жесткость.

Влияние упрочнения поверхностного слоя обкатыванием роли-
ками на сопротивление усталости зависит от глубины и степени
наклепа, субструктуры и дефектов кристаллической решетки,
а также от напряженности поверхностного слоя детали. Прева-
лирующее действие того или иного параметра физико-химиче-
ского состояния поверхностного слоя на сопротивление усталости
зависит от условий эксплуатации, материала детали и др.

Обкатывание роликами широко используют для деформацион-
ного упрочнения пазов елочного хвостовика лопаток турбин.
Обычно упрочняют или два первых паза (считая от пера) как наи-
более'нагруженные, или все пазы.

Различают динамическое и статическое упрочнение обкаты-
ванием роликами пазов лопаток.

Динамическое упрочнение можно производить на модернизи-
рованном плоскошлифовальном станке. Инструмент для упроч-
нения — диск диаметром 250 мм, в котором по окружности рас-
положены три ряда роликов, свободно сидящих на осях (мате-
риал — сталь ШХ15, твердость НКСЭ 60 ... 62). В приспособле-
нии, установленном на столе станка, закреплены две лопатки,
одна из которых обрабатывается со стороны спинки, другая —
со стороны корыта. Одним инструментом обрабатывается одно-
временно три паза.

После закрепления лопатки в приспособлении инструмент
устанавливают относительно пазов по глубине. Установку ро-
лика во впадине и натяг осуществляют по эталону. Упрочнение
пазов производится при следующем режиме: скорость обкатыва-
ния 25 м/с, скорость продольного хода стола 12 м/мин, число двой-
ных ходов 7, натяг ролика 0,15 ... 0,2 мм. Впадины пазов и ро-
лики смазывают веретенным маслом № 2.

Одним инструментом без замены роликов можно обработать
до 1000 лопаток. Стабильность процесса упрочнения контроли-
руется измерением глубины наклепа на образцах, вырезанных
из деталей-свидетелей, и определением остаточных макронапря-
жений. После упрочнения проверяют геометрические размеры
елочных пазов и методом цветной дефектоскопии контролируют
наличие трещин.

Статическое упрочнение пазов елочного хвостовика лопаток
производят на полуавтоматической установке обкатыванием сталь-
ными закаленными роликами (одна—шесть пар), установленными
на штока'х гидроцилиндров. Ролики смещены относительно друг
друга на шаг зубьев хвостовика. Сила обкатывания бесступен-
чато регулируется до 125-102 Н. Силу обкатывания для первого
паза устанавливают экспериментально, а для каждого последую-
щего паза уменьшают в 2 раза, так как радиус дна предыдущего
паза в 2 раза больше каждого последующего. Для безударного
входа упрочняющих роликов в паз елочного хвостовика на пол-

7 Сулима А. М. и др.	177
зунах установлены направляющие, профиль которых соответствует
профилю хвостовика упрочняемой лопатки. Скорость перемеще-
ния лопаток относительно роликов 1,5 ... 2,0 м/мин. Эксперимен-
тально установлено, что диаметр ролика должен быть равен
радиусу дна елочного паза. Сила обкатывания не должна превы-
шать 75-102 Н, обкатывание следует производить за 2 дв. хода.

Основные недостатки динамического упрочнения—значитель-
ная трудоемкость и шум, возникающий при обкатывании пазов
роликами. Упрочнение статическим обкатыванием роликами имеет
преимущества: процесс легко регулируется, позволяет изменять
режимы обкатывания, получать требуемую глубину и степень
наклепа, имеет большую производительность, улучшает шерохо-
ватость упрочняемой поверхности, бесшумен.

Сглаживание (алмазное) поверхностей деталей. Алмазное сгла-
живание — это отделочно-упрочняющая обработка поверхностей
деталей, обеспечивающая одновременно низкий параметр шерохо-
ватости и деформационное упрочнение поверхностного слоя.

Физическая сущность э<того метода заключается в пластиче-
ском деформировании (выглаживании) поверхностного слоя де-
тали сферическим алмазным наконечником. Алмазное сглажива-
ние осуществляется с высокими скоростями вращения заготовки
и подачи, обеспечивающими непрерывность механического воз-
действия и взаимное перекрывание следов движения алмазного
наконечника.

Алмазным сглаживанием обрабатывают поверхности тел вра-
щения и плоские поверхности заготовок из различных конструк-
ционных материалов, а также детали с металлическими покры-
тиями (хромированные, никелированные и т. п.). Эту операцию
выполняют на обычных токарных и шлифовальных станках.
Эффективность алмазного сглаживания, в первую очередь, обус-
ловливается уникальными свойствами алмазов, наиболее полно
реализуемыми: высокой твердостью и износостойкостью, высокой
теплопроводностью и малым коэффициентом трения по ме-
таллу.

Алмазное сглаживание существенно снижает шероховатость
обрабатываемой поверхности, обеспечивая ее На — 0,63 ...
0,04 мкм.

Деформационное упрочнение для различных материалов со-
ставляет по глубине поверхностного слоя до 0,3 мм и по степени
наклепа: 8 ... 14 % для алюминиевых сплавов, 10 ... 20 % для
закаленных сталей и более 30 % — для коррозионно-стойких
сталей; остаточные макронапряжения — сжимающие.

Инструментом для сглаживания служит алмазный наконеч-
ник, закрепленный в упругой (пружинной) державке.

Скорость сглаживания не оказывает существенного влияния
на состояние поверхностного слоя и может варьироваться 30 ...
100 м/мин. Сглаживание рекомендуется производить с примене-
нием СОЖ, лучшая из которых индустриальное масло 20.
178
Алмазным сглаживанием обрабатывают валы компрессора и
турбины, торцы гаек, переходники, втулки и другие детали.
Алмазным сглаживанием также обрабатывают заготовки, име-
ющие различные металлические покрытия для улучшения каче-
ства их поверхности и обеспечения заданных эксплуатационных
свойств поверхностного слоя (повышение твердости и наведение
сжимающих макронапряжений).

Оптимальные режимы для алмазного сглаживания некоторых
металлических покрытий (хромового, никелевого, никель-фос-
форного, серебряного) следующие: сила сглаживания Рг =
= 100 ... 200 Н, подача 0,05 ... 0,08 мм/об, радиус алмаза 2 ... 5 мм.

5.3.	ПОВЕРХНОСТНАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ

И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

Поверхностная термическая обработка (ПТО) широко исполь-
зуется в машиностроении, являясь эффективным методом повы-
шения износостойкости и сопротивления усталости 1 металлов.
В основном, ПТО применяют для обработки углеродистых и
легированных сталей, которым свойственно мартенситное превра-
щение при охлаждении. ПТО заключается в нагреве поверх-
ностного слоя до температур выше критической точки и после-
дующем резком охлаждении, в результате чего происходит за-
калка. ПТО может быть использована и для обработки других
материалов, которые испытывают фазовые превращения в твер-
дом состоянии.

По способу нагрева различают две группы методов ПТО.
К первой группе методов, основанных на нагреве от внутреннего
источника теплоты, расположенного в поверхностном слое, от-
носятся ПТО с нагревом ТВЧ, электронно-лучевая и лазерная
обработки (ЭЛО и ЛО). Ко второй группе относятся методы,
основанные на нагреве от внешних источников теплоты (кисло-
родно-ацетиленовой горелки, жидкой металлической ванны и
др.). Первой группе методов свойственны высокая скорость
нагрева, что в ряде случаев позволяет проводить ПТО на воздухе,
а также очень большие скорости охлаждения (закалки). Послед-
нее дает возможность получить в поверхностном слое метастабиль-
ное структурное состояние (например, мелкоигольчатый мартен-
сит), обеспечивающее высокую твердость, износостойкость и
т. п. Кроме того, изменением параметров ТВЧ, электронного и
лазерного пучков можно широко менять режимы ПТО.

Большое внимание уделяется развитию корпускулярно-фо-
тонной технологии, составными частями которой являются ЭЛО
и ЛО.

Технологическая установка для ЭЛО содержит следующие
функциональные узлы: генератор электронов (электронная пушка),
система формирования электронного пучка, устройство контроля
параметров пучка, рабочая камера, в которую помещают обра-
батываемую заготовку. Взаимодействие электронного пучка с по-
7*	179
верхностным слоем детали сопровождается интенсивным тепло-
выделением. Причем нагрев поверхностного слоя определяется
параметрами электронного пучка (тока луча, энергии электро-
нов), временем воздействия, а также теплофизическими характе-
ристиками материала детали.

Для термической обработки без оплавления обычно исполь-
зуют пучки с поверхностной плотностью мощности <
С 10* Вт/см2. В зависимости от параметров электронного пучка
можно легко менять положение зоны наиболее интенсивного
тепловыделения относительно поверхности (обычно в пределах
10-1 ... 102 мкм). Распространение теплоты от зоны тепловыделе-
ния идет в результате теплопроводности. Поэтому для материалов
с низкой теплопроводностью температура на поверхности может
быть заметно ниже, чем в зоне наиболее интенсивного энерго-
выделения. Таким образом, ЭЛО позволяет варьировать распре-
делением температуры по глубине поверхностного слоя в очень
широком интервале. Электронно-лучевые установки имеют более
высокий КПД по сравнению с лазерными.

ЭЛО позволяет получить в поверхностном слое углеродистых
и быстрорежущих сталей структурно-фазовое состояние, обеспе-
чивающее высокую твердость и повышенную износостойкость.
Глубина упрочненного слоя составляет несколько десятков микро-
метров. Особенностью СФС поверхностного слоя металла после
ЭЛО (по сравнению с СФС после ЛО) является наличие радиа-
ционных дефектов [39, 42].

Термомеханическая обработка (ТМО) включает совмещенные
в одном технологическом цикле операции термообработки и пла-
стического деформирования сплавов, испытывающих фазовые
превращения. ТМО позволяет сформировать особое СФС металла,
характеризующееся наличием полунепроницаемых дислокацион-
ных барьеров. Эти барьеры, с одной стороны, являются доста-
точно эффективными препятствиями для дислокаций, с другой —
при высоких напряжениях дают возможность дислокациям «прор-
ваться» сквозь них в соседние объемы, что ведет к релаксации на-
пряжений без образования субмикротрещин. Такое структурное
состояние характеризуется достаточно высокой прочностью и
большой пластичностью. Оно реализуется при наличии в металле
равноосных, дисперсных субзерен, отделенных друг от друга
границами с пониженной плотностью дислокаций. Эти границы
и являются полунепроницаемыми дислокационными барьерами.
Особенности ТМО сталей и других материалов приведены в ра-
боте [11].

При поверхностной ТМО пластическая деформация осуществ-
ляется обкатыванием роликами, обработкой дробью, виброудар-
ной обработкой и другими методами ППД. Применение поверх-
ностной ТМО позволяет повысить эксплуатационные свойства
деталей (сопротивление усталости, в том числе при фреттинге,
износостойкость и др.).
5.4.	КЛАССИФИКАЦИЯ МЕТОДОВ ПОЛУЧЕНИЯ ПОКРЫТИЙ

Один из наиболее эффективных технологических методов по-
вышения ресурса и надежности работы деталей, используемых
в машиностроении, — нанесение на поверхность заготовок раз-
личных покрытий. Покрытием будем называть’ поверхностный
слой детали, целенаправленно создаваемый воздействием окру-
жающей среды на поверхность материала подложки (заготовки),
и характеризующийся конечной толщиной, а также химическим
составом и структурно-фазовым состоянием, качественно отличаю-
щимися , от аналогичных свойств матрицы.

По ГОСТ 9.306—85 металлические и неорганические неметал-
лические покрытия делят (по методу получения) на следующие
способы: катодное восстановление; анодное окисление (Ан); хи-
мический (Хим); горячий (Гор); диффузионный; термическое на-
пыление; вакуумный (Кон); контактный; контактно-механический;
катодное распыление (Кр); вжигание (Вж); эмалирование (Эм);
плакирование (Пк).

Такая классификация не свободна от недостатков хотя бы по
той причине, что многие используемые в промышленных и лабо-
раторных масштабах способы не включены в общий перечень
(например, пиролиз, электронно-лучевое испарение в вакууме,
магнетронное распыление, химические транспортные реакции
и т. д.).

Покрытия различают по методам и способам получения. Можно
выделить три основных метода получения покрытий: физический,
химический и физико-химический (см. табл. 5.1).

5.5.	ПОДГОТОВКА ПОВЕРХНОСТИ ДЕТАЛИ

ПЕРЕД НАНЕСЕНИЕМ ПОКРЫТИЙ

Работоспособность деталей с покрытиями в значительной сте-
пени .зависит от состояния их поверхностного слоя перед нане-
сением покрытия, поэтому следует рассмотреть влияние основ-
ных параметров поверхностного слоя детали на качество нано-
симых покрытий и технологию подготовки поверхности под по-
'крЫтие. 1

Химическая чистота поверхности детали — одно из основных
условий высокого качества наносимого покрытия. Загрязненность
поверхности детали затрудняет взаимодействие покрытия с ма-
териалом подложки, способствует возникновению несплошно-
стей в покрытии и областей с высокими локальными напряжениями.
Все это снижает прочность сцепления покрытия с подложкой и,
как следствие, приводит к отслаиванию и растрескиванию покры-
тия (в процессе его нанесения).

Отметим, что практически все способы обработки металла ве-
дут к загрязненности его поверхностного слоя. Загрязнения на
поверхности могут состоять из оксидов, образующихся при тер-
мической и механической обработке, а также в результате кор-
розии на воздухе; щелочных соединений и солей, остающихся после
обезжиривания и химического травления; многочисленных ор-
ганических соединений, являющихся остатками СОЖ, полиро-
вальных паст, органических растворителей.

На качество покрытий оказывает существенное влияние топо-
графия поверхности детали. Обычно на ее поверхности перед
нанесением покрытия не допускается наличие грубых дефектов
рельефа: раковин, царапин, забоин. В то же время повышение
шероховатости химически чистой поверхности детали во многих
случаях (при нанесении покрытий газотермическим и вакуумно-
плазменным способами, погружением в расплав, эмалирование
и др.) способствует лучшему сцеплению покрытия с подложкой.
Например, прочность сцепления на срез между алюминием,
нанесенным методом электродуговой металлизации, и стальной
подложкой увеличивается при более высокой шероховатости [79 ].
Это обусловлено увеличением площади реальной поверхности
детали и, следовательно, интенсификацией взаимодействия между
покрытием и подложкой. Считается также [107 ], что между микро-
выступами шероховатой поверхности может происходить эффект-
ное заклинивание зародышей растущего покрытия. Рост шеро-
ховатости при плазменном напылении улучшает теплофизические
условия для протекания взаимодействия между покрытием и
подложкой [36].

В то же время с повышением шероховатости увеличивается
количество адсорбированных на поверхности примесных атомов.
Химическая очистка шероховатой поверхности затруднена по
сравнению с очисткой гладкой поверхности. В ряде случаев,
например при нанесении покрытий методом электронно-лучевого
испарения и конденсации, а также при гальваническом хромиро-
вании рост шероховатости способствует появлению несплошно-
стей в покрытии [21, 65]. Однако не исключено, что это могло
быть обусловлено повышенной загрязненностью шероховатой
поверхности.

Следует также отметить, что от исходной шероховатости по-
верхности заготовки зависит шероховатость поверхности готовой
детали. Влияние подготовки поверхности стали 45Х на качество
деталей исследовали после низкотемпературной нитроцемента-
ции (НТНЦ). При точении, шлифовании и механическом полиро-
вании поверхности параметр шероховатости Яа соответственно
составлял 3,4; 0,39 и 0,31 мкм, после НТНЦ — 4,2; 0,52 и
0,44 мкм [19]. При вакуумно-плазменном напылении покрытия
№ — Сг — А1 — У на образцы из сплава ЖС6У, подвергнутые
виброабразивной обработке, значение параметра увели-
чивается от 0,2 до 1,2 мкм. При гальваническом хромировании
параметр Р.а увеличивается в 1,5 ... 2 раза [2Ц ].

Можно предположить, что для каждой системы заготовка—
покрытие существует некоторая оптимальная шероховатость, зна-
182
чение которой зависит от условий работы детали, физико-химиче-
ского состояния материала детали и покрытия, метода нанесе-
ния покрытия и других факторов.

Остаточные напряжения (макронапряжения и напряжения
от дефектов решетки) в поверхностном слое детали интенсифици-
руют взаимодействие между материалами покрытия и подложки.
Это обусловлено активацией поверхности, облегчающей образо-
вание зародышей покрытия, и повышением диффузионной под-
вижности элементов в сплавах при наличии в них дефектов ре-
шетки. Если температура поверхностного слоя детали при нане-
сении покрытия и дальнейшей эксплуатации невелика, то наклеп
и остаточные макронапряжения существенно влияют на ее работо-
способность. Например, долговечность при повторных цикличе-
ских нагрузках с оа = Ю00 МПа образцов из стали ЗОХГСА
после шлифования и гальванического хромирования состав-
ляет 7'-103 циклов, шлифования с последующей пескоструйной
обработкой и хромирования — 5 • 104 циклов, шлифования с по-
следующим алмазным выглаживанием и хромирования —- 5,5X
Х10‘ циклов [21]. Рост сопротивления усталости в этом случае
обусловлен упрочнением поверхностного слоя подложки при
ППД, что препятствует распространению трещин, образую-
щихся в хромовом покрытии, в основной металл.

Однако неоднородность распределения остаточных напряже-
ний по поверхности детали способствует неравномерному рас-
пределению зародышей покрытия и, как следствие, повышенной
пористости. Влияние остаточных напряжений на качество покры-
тия уменьшается с ростом температуры и длительности процесса
нанесения покрытия. Так, - например, не обнаружено различий
в толщине диффузионной зоны и характеристиках ее СФС для
образцов из стали 45Х после точения, шлифования и ППД обка-
тыванием с последующей нитроцементацией при 570 °С [19].

Методы подготовки поверхности под покрытие можно условно
разделить на механические, химические, электрохимические и
физические.

К механическим методам относятся, например, шлифование
и полирование, галтовка и виброабразивная обработка. В ряде
случаев эта обработка с использованием жидких химических
активаторов, по существу, является химико-механической. Так,
струйно-абразивная обработка является эффективным методом
подготовки поверхностного слоя заготовок для покрытий, не
требующих предварительного полирования поверхности. Струйно-
абразивная обработка бывает пескоструйная, абразивно-жидко-
стная и др. При такой обработке в качестве абразивного материала
большое распространение получили стеклянные шарики, которые
хорошо очищают поверхность от оксидных пленок, нагара и мало
загрязняют поверхность обрабатываемой заготовки. В процессе
абразивно-жидкостной обработки деталь промывают водной сус-
пензией, содержащей абразивные частицы. В ряде случаев в эту
суспензию вводят химические активаторы [21 ]. Наряду с очист-
кой поверхности механические методы изменяют ее топографию,
наклеп и остаточные макронапряжения.

Химическая обработка включает обезжиривание, травление
и полирование. Химический способ удаления жиров основан на
взаимодействии с ними органических растворителей (тетрахлор-
этилена, четыреххлористого углерода, бензина, керосина и др.).
Обезжиривание проводят погружением заготовок в жидкий рас-
творитель, в паровой фазе, а также используют струйную обра-
ботку. Очень эффективна ультразвуковая очистка, удаляющая
загрязнения из самых труднодоступных участков поверхности.
После обезжиривания обычно проводят травление детали, а в тех
случаях, когда требуется низкая шероховатость поверхности,
полирование.

Для подготовки поверхности используют также электрохими-
ческую обработку [25, 79]. При этой обработке процесс очистки
протекает очень интенсивно за счет обильно выделяющегося на
поверхности детали газа и электрохимического растворения окис-
лов и металлов.

Промывка деталей в воде позволяет удалить с поверхности
детали остатки жидких химических реактивов и продукты преды-
дущей очистки. После промывки производят сушку деталей при
невысоких температурах.

Физические методы подготовки поверхности включают воздей-
ствие на нее высокоэнергетических частиц (ионов, электронов,
фотонов), а также тепловое воздействие (например, вакуумный
отжиг, при котором выгорают жидкие органические загрязне-
ния, происходит дегазация металла).

Мы рассмотрим лишь метод ионной очистки (ИО), широко ис-
пользуемый для очистки поверхности деталей электронной тех-
ники. Этот метод состоит в распылении материала с поверхности
твердого тела в результате бомбардировки ее ионами [65, 77].

Эффективность распыления характеризуется коэффициен-
том 5Р, равным отношению числа распыленных атомов к числу
падающих на поверхность ионов. Скорость распыления, т. е.
число частиц, распыленных за 1 с,

цр = Д5р///,	(5.1)

где Д = 6,15-1012/—доза облучения, ион/см2; / — плотность
ионного тока, мкА/см2; 5Р — коэффициент распыления, атом/ион;
/ — сила ионного тока, мкА.

Толщину распыленного слоя можно оценить из выражения

Лр = 5рД/5а,	(5.2)

где ра = рМта — атомная плотность, ат/см3; р — плотность ма-
териала мишени, г/см3; А — атомная масса материала мишени;
тл — 1,66-Ю-24 — атомная единица массы, г.
Физическое распыление происходит в результате передачи
атомам мишени кинетической энергии первичных ионов. Чтобы
атом покинул поверхностный слой, его энергия должна быть
больше энергии связи с твердым телом. Поэтому распыление наб-
людается, если энергия первичных ионов Е больше критического
значения Е3. Значение Е3 обычно имеет величину порядка 101 эВ.
При Е > Е3 значение 5Р быстро увеличивается с ростом Е, за-
тем скорость увеличения 5Р снижается, величина 5Р достигает
максимума и, наконец, снижается. При Е ~ 1 кэВ, когда ионная
имплантация практически отсутствует, величина 5Р обычно имеет
значение порядка 10-1... 101 атом/ион. Значение 5Р зависит
от угла падения ионов 0, отсчитываемого от нормали к поверх-
ности мишени. С ростом 0 до критического значения 0кр, равного
нескольким десяткам градусов, 5Р увеличивается (5Р ~ 1/соз 0),
затем снижается.

Эффективность ионной очистки зависит от давления остаточ-
ного газа р в камере, в которой ведется очистка. В простей-
шем приближении она увеличивается с ростом параметра
(5Р./ /Т)/ц, где Т — абсолютная температура металла.

При ионной очистке обычно снижается шероховатость поверх-
ности, происходит ее активация, повышается температура. Это
облегчает зародышеобразование на начальном этапе формирова-
ния покрытия. Кроме того, ионная бомбардировка способствует
ускорению диффузионных процессов в поверхностном слое под-
ложки, в результате чего увеличивается протяженность переход-
ной зоны между покрытием и подложкой, что обеспечивает хо-
рошее сцепление между ними. Таким образом, ионная очистка
является эффективным методом подготовки поверхности детали
непосредственно перед нанесением покрытия.

5.6.	ХИМИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ ПОКРЫТИЙ

Пиролиз .летучих соединений в протоке. Сущность способа
состоит в том, что в реакционный объем непрерывно подается
смесь газа-носителя и летучих соединений осаждаемого металла
(сплава), которые, достигая предварительно нагретой зоны раз-
ложения, разлагаются на поверхности подложки с образованием
твердой фазы и продуктов реакции, выводимых из системы.

Процесс осаждения реализуется как в вакууме, так и при ат-
мосферном давлении. Нагрев подложки осуществляется прямым
пропусканием электрического тока или с помощью специального
нагревателя. Установки, предназначенные для нанесения покры-
тий термическим разложением карбонилов или галогенидов, со-
держат следующие основные узлы: реактор; испаритель или суб-
лиматор; систему очистки газов; конденсатор; нагреватель об-
разца-подложки; измерительные устройства. Для получения
многокомпонентных покрытий необходимо использовать несколько
испарителей-сублиматоров, в которые загружаются карбонилы
или галогениды металлов.
Микротвердость пиролитических покрытий близка к соответ-
ствующим значениям для электролитических осадков, дости-
гая 200 ... 250 НУ для Мо и 400 ... 450 НУ для №. Прочность
сцепления покрытий с подложкой определяется, с одной стороны,
термическими напряжениями, возникающими в зоне контакта
вследствие различия в коэффициентах термического расширения
используемых материалов, а с другой — способом подготовки
поверхности заготовки под покрытие. В любом случае для обес-
печения высокопрочного сцепления покрытия с подложкой не-
обходимо проводить длительный диффузионный отжиг заготовки
при рабочих температурах. Плотность карбонильных осадков,
полученных при температурах 400 ... 800 °С, значительно меньше
теоретической (рмо = (8,6 ... 9,5)  103 кг/м3 при Т = 500 °С). Од-
нако при температуре подложки выше 1000 °С формируются по-
крытия с высокой плотностью (рмо ~ 10,22-103 кг/м3, =
= 19,3-103 кг/м3). Почти для всех пиролитических покрытий ха-
рактерна ярко выраженная столбчатая структура, причем на-
правление столбиков обычно совпадает с нормалью к фронту
кристаллизации. Размер столбцов зависит от условий осажде-
ния. Так, например, осадки молибдена, полученные при высоких
температурах (Т > 800 °С), обладают крупнокристаллической
структурой и преимущественной текстурой, четко выраженной
уже на ранних стадиях кристаллизации. Возможность формиро-
вания покрытий с заданной кристаллографической ориентацией
является одним из достоинств способа пиролиза летучих соеди-
нений металлов в протоке, что особенно важно для создания вы-
сокоэффективных катодов и анодов термоэмиссионных преобразо-
вателей.

В то же время нанесение многокомпонентных покрытий тер-
мической диссоциацией легколетучих веществ связано с боль-
шими трудностями,'поскольку галогениды и карбонилы металлов
сублимируют и разлагаются в широком диапазоне температур.
Например, реакция (У13) ч=ь [У] + 3 (I) протекает при темпера-
турах больше 1800 °С, а диспропорционирование (АП2) имеет
место при низких температурах ~500 ... 900 °С. С нашей точки
зрения, получение многокомпонентных покрытий пиролизом
в протоке возможно только при использовании аппаратов с не-
сколькими сублиматорами.

Большой расход элементов покрытия, неоднородность осадков
по толщине, а также избирательность массопереноса в значитель-
ной степени предопределили ограниченное применение способа
в промышленных масштабах.

Водородное восстановление летучих галогенидов металлов.
Процесс водородного восстановления газообразных фторидов и
хлоридов металлов, согласно суммарным реакциям

(МеРп) + п/2 (Н2) [Ме] + п (НЕ);

(МеС1п) -Б п/2 (Н2) -> [Ме] + п. (НС1)

Мв
проводится при давлении в аппарате 1,3-10® ... 1,3-104 Па. При
этом значения коэффициентов использования фторидов и хло-
ридов достигают 0,98, что значительно выше, чем при пиролизе
карбонилов (~0,30). В отличие от циролиза при водородном вос-
становлении водород выступает в качестве химически активной
добавки, снижающей температуру начала осаждения покрытия
и оказывающей каталитическое влияние на скорость про-
цесса.

Свойства получаемых покрытий из тугоплавких металлов
кратко можно охарактеризовать следующим образом: 1) значения
микротвердости осадков сравнимы с величинами микротвердости
для соответствующих карбонильных покрытий (440 ... 520 НУ
для №; 200 ... 240 НУ для Мо; 200 ... 300 НУ для МЬ); 2) плот-
ность составляет 95 ... 98 % от теоретической; 3) микроструктура
имеет столбчатый характер; 4) в зависимости от режима нанесе-
ния возможно получение преимущественной текстуры роста;
5) адгезионные свойства как и для пиролитических покрытий оп-
ределяются наличием термических напряжений при эксплуата-
ции, подготовкой поверхности детали под покрытие и температу-
рой подложки при осаждении (в любом случае достаточно толстые
фторидные покрытия при эксплуатации в условиях высоких
температур Т > 1500 °С отслаиваются).

Возможности осаждения многокомпонентных покрытий с по-
мощью водородного восстановления не исследованы ни экспери-
ментально, ни теоретически. Вероятно избирательность массопере-
носа элементов не позволит получать однородные по составу
осадки.

Химические транспортные реакции. Одним из эффективных
способов получения чистых металлов и сплавов, а также метал-
лических покрытий является способ химических транспортных
реакций (ХТР). Сущность способа заключается в том, что твердое
или жидкое вещество реагирует с газовой фазой по обратимой
химической реакции с образованием легколетучих соединений,
которые, поступая в зону с другими условиями химического равно-
весия, разлагаются с выделением исходного вещества и газооб-
разного компонента. Последний возвращается в зону переноси-
мого металла (зона сырья), замыкая тем самым цикл транспорт-
ной реакции. Лимитирующей стадией процесса химического
транспорта обычно являются доставка реагентов из зоны сырья
в зону подложки или абсорбция осажденных элементов [113].
В первом случае массоперенос осуществляется в трех режимах:
молекулярном (длина свободного пробега молекул X значительно
превышает расстояние между сырьем и подложкой Ь), диффузион-
ном (л Ь) и переходномч (А, « А). Скорости осаждения для
химической реакции, записанной в общем виде

«4-1

I = о	(5.3)

/=1 .
(где V; — стехиометрический коэффициент А}~го вещества; п —
число газообразных компонентов) могут быть определены с по-
мощью основных кинетических уравнений:

для молекулярного режима

;Ар- ;	(5.4)

1 р к

для диффузионного режима

... =	]п [ р1°	.

р2^77 И1 2	/

1 = 1

для переходного режима



виА бр-

рУЪлПТМ} ’

(5.5)

(5-6)

где ау — вероятность протекания поверхностной реакции, при-
ходящаяся на одно соударение молекулы летучего соединения
с единичной площадкой поверхности подложки; А — атомная
масса; — суммарное давление; р — плотность, Т — средняя
температура газа в аппарате; — Молекулярная масса основ-
ного транспортирующего соединения Ар, — коэффициент диф-
фузии по Уилку; р°], рр-~ равновесные парциальные давле-
ния Л7-го вещества в зонах сырья и подложки; 6/э1^ — пересыще-
ние газовой фазы по Л7-му компоненту.

Если лимитирующей стадией процесса химического транспорта
является абсорбция осажденных элементов, то скорость нанесе-
ния покрытия может быть рассчитана согласно уравнениям пер-
вого и второго законов диффузии Фика (диффузионный режим)
или с помощью основных положений кинетики химических реак-
ций (кинетический режим). Равновесные давления компонентов р°/,
фигурирующие в уравнении (5.5), могут быть определены из ре-
зультатов расчета состава газовой фазы.,Методики учета неравно-
весности процессов химического транспорта металлов (5.6) раз-
работаны совместно с сотрудниками МИФИ [104].

Теоретическое рассмотрение способа ХТР позволяет сделать
заключение о том, что движущей силой процесса массопереноса
является наличие различных условий равновесия в зонах сырья
и подложки. На практике такое различие условий равновесия
достигается созданием градиента температур (неизотермический
транспорт), изменением соотношения парциальных давлений газо-
образных веществ за счет подмешивания какого-либо компонента,
а также активированием поверхности подложки (изотермический
транспорт). Неизотермический транспорт может протекать как
в зону с более высокой температурой, так и, наоборот, из горячей
188
зоны в зону с низкой температурой. Направление ХТР опреде-
ляется по знаку изменения энтальпии, так как согласно прин-
ципу Ле-Шателье в холодной зоне будут происходить экзотерми-
ческие процессы, а в горячей — эндотермические. Обычно пере-
нос в зону с высокой температурой осуществляется по реакции
термической диссоциации (МеГп) [Ме] + п (Г), а в зону
с низкой температурой — по реакции диспропорционирования
т (МеГп) -+• (т—п) [Ме] 4~ п (МеГт), где п и т — валентность
металла в данном соединении с галогеном.

Изотермический транспорт реализуется в том случае, когда
на поверхности детали протекают реакции между адсорбирован-
ными молекулами и элементами подложки:

(МеТ„) + [Ме"] [Ме^МеХ] + (МеТт).

Можно выделить три основные конструкции: аппараты замк-
нутого типа (запаянная ампула, реактор Ван-Аркеля и т. д.);

аппараты с псевдозамкнутым объемом; камеры открытого типа.
Наибольшее распространение получили две последние конструк-

ции (рис. 5.6 и рис. 5.7). Отличительной особенностью реактора
с псевдозамкнутым объемом [81] является наличие электромаг-

нитного клапана (см. рис. 5.6),
позволяющего регулировать сум-
марное давление в системе и вы-
водить из объема газообразные
соединения примесных элемен-
тов непосредственно во время

Рис. 5,7. Схема печи с ретортой для нане-
сения жаростойких покрытий:

1 — термопара; 2 — крышка; 3 — тяга; 4 —
смесь порошков с активатором; 5 — заготовка;

6 — контейнер; 7 — лечь; 8 — нагревательные
элементы; 9 — реторта; 10 — спиральная
трубка; Ц — экран; 12 — крышка; 13, 14 —
трубки

Рис. 5.6. Схема кварцевого аппара-
та для осаждения тантала из систе-
мы Та—XV—С1:

/ — токовводы; 2 — уплотнение из
вольфрамового порошка и кварцевой
нити; 3 — кварцевый шлиф; 4 — элек-
тромагнитный клапан; 5 — нить нака-
ла; 5 — корпус реакционного аппара-
та; 7 — спираль нагревателя; 8 — тер-
мопара; 9 — танталовая фольга; 10 —
испаритель; 11 — гексахлорид вольф-
рама; 12 -- нагреватель; 13 — термона*
Р»
Рис. 5.8. Распределение элементов по
толщине покрытия 2гС, полученного
способом ХТР на жаропрочной хро-
мистой стали

ной газовой
вали слитки,

процесса. Управляющими па-
раметрами являются темпера-
туры сублиматора Т8, сырья
7\ и подложки Т2. Подготовка
поверхности под покрытие осу-
ществляется в рабочей камере
посредством химического трав-
ления в атмосфере агрессив-
среды (12, С12, Вг2). В качестве сырья использо-
стружку или порошок материала покрытия. Ско-

рости осаждения тугоплавких металлов достигают нескольких

десятков микрометров в минуту, т. е. сравнимы с максимальными
скоростями осаждения тех же металлов при водородном восста-
новлении.

С помощью способа ХТР, реализованного в аппаратах с псевдо-
замкнутым объемом, получены покрытия на основе УМ, Мо, Та,
МЬ, 2г, НГ, Сг, Ке, ТЬ, V и других металлов, характеризую-
щихся высокими адгезионными свойствами, даже для достаточно
толстых слоев (~500 мкм), низкими значениями микротвердости
(90 ... НО НУ для №, 100 ... 120 НУ для Та, 300 ... 340 НУ
для ^У) и незначительными концентрациями прежде всего приме-
сей внедрения (сс, Со, сн и < 10~8 %). Возможность варьиро-
вания параметров проведения процесса позволяет наносить тек-
стурированные покрытия с различной формой и размером зёрна,
получать относительно крупные монокристаллы (~1 ... 5 см)
и кристаллиты игольчатого типа. Способ ХТР применяют и для
формирования жаростойких покрытий, например, Мо812 на нио-
биевых сплавах [100], карбид циркония и хром на жаропрочных
сталях (рис. 5.8).

В промышленности наиболее часто ХТР используют для
алитирования жаропрочных сплавов в системах А1—I, А1—С1,
А1—Р, причем для этой цели предпочтение отдается реакто-
рам (контейнерам) открытого типа, в которых реализуется диф-
фузионное насыщение из порошковых смесей с галогенидными
активаторами. Физико-химические основы ХТР, протекающих
в камерах открытого типа, а также некоторые свойства фор-
мируемых в этом случае покрытий, будут рассмотрены при об-
суждении процессов химико-термической обработки металлов
и сплавов.

К недостаткам способа ХТР прежде всего следует отнести вы-
сокую избирательность массопереноса, что предопределяет не-
возможность нанесения многокомпонентных покрытий [48], и
относительно низкую производительность. Необходимо также
отметить сложность оборудования при реализации способа ХТР
в условиях высокого вакуума, а также неэффективность обработки
крупногабаритных заготовок.

5.7.	ФИЗИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ ПОКРЫТИЙ

Наплавка. Одним из высокопроизводительных способов нане-
сения покрытий на поверхности деталей, нашедшем широкое при-
менение в производстве разнообразных изделий (как крупно-
масштабных, таких, как сосуды высокого давления, так и мало-
габаритных, типа клапанов двигателей внутреннего сгорания)
является наплавка. Наплавкой называется процесс нанесения
защитного покрытия на поверхность матрицы целенаправленно
выбранным методом сварки. К таким методам можно отнести:
ручную (газовую или дуговую), полуавтоматическую (дуговую
в среде защитного газа или без защитной среды) и автоматическую
(дуговую под флюсом) сварку. В качестве наплавочных материалов
чаще всего используют перлитно-сорбитные, мартенситные, вы-
сокомарганцевые аустенитные и высокомарганцевые стали, кар-
биды вольфрама, а также коррозионно-стойкие стали, сплавы на
основе никеля и меди. Эти материалы применяют, с одной стороны,
для повышения износостойкости, а с другой — для улучшения
коррозионной стойкости матричного сплава.

Теоретическое описание способа наплавки сводится к уста-
новлению влияния тепловложения процесса на свойства покры-
тий, к решению проблем сварочной металлургии при обработке
в различных средах, а также к прогнозированию СФС поверх-
ностного слоя в зависимости от скорости охлаждения и вида фи-
нишной термообработки.

Толщина наплавленных покрытий лежит в пределах 0,5 ...
40 мм. Структура формируемого слоя зависит от режима обработки,
а также от СФС материалов покрытия и детали. Например, при
наплавке коррозионно-стойкой стали на низкоуглеродистую,струк-
тура образованного поверхностного слоя представляет собой
смесь аустенита и мартенсита. Зона контакта покрытия с поверх-
ностью детали всегда содержит большое количество углеродных
включений, что приводит к охрупчиванию материала детали.

В практике машиностроения применяются и другие разновид-
ности наплавки, например, виброконтактная и вибродуговая,
наплавка с нагревом токами высокой частоты. В последнем слу-
чае износостойкость обрабатываемых деталей может быть повы-
шена в 10—15 раз.

Электронно-лучевое испарение в вакууме. Среди всех способов
физического метода нанесения покрытий в вакууме прямое элек-
тронно-лучевое испарение (ПЭЛИ) занимает особое место. Это
прежде всего связано с преимуществами нагрева материала по-
крытия посредством электронной бомбардировки, и, как следст-
вие, с возможностью переноса многокомпонентных систем. Сущ-
ность электронно-лучевого нагрева заключается в следующем:
1) электрон после прохождения через электрическое поле с раз-
ностью потенциалов I) ускоряется и приобретает кинетическую
энергию Ек = 1/2 тец2 = еО, где тд, ид, е — масса, скорость и
заряд электрона; 2) при взаимодействии электрона с атомами по-
верхностных слоев материала основная доля кинетической энер-
гии выделяется в виде теплоты; 3) максимальное торможение элек-
трона происходит в конце пробега (при V = 15 ... 20 кВ глубина
проникновения электронов в металлы 1 ... 2 мкм), поэтому боль-
шая часть теплоты выделяется на некотором расстоянии от по-
верхности, что обеспечивает однородность химического состава
расплавленной зоны. Такие особенности характеризуют электрон-
ный луч как эффективное средство нагрева испаряемого вещества.

При нанесении покрытий способом ПЭЛИ протекают следую-
щие процессы: 1) плавление тонкого поверхностного слоя сплава;
2) объемная диффузия и вынужденная конвекция компонентов
сплава в расплавленном объеме; 3) испарение элементов с по-
верхности расплава; 4) доставка испарившихся атомов в зону под-
ложки; 5) поверхностные процессы; 6) абсорбция хемосорбирован-
ных атомов. Лимитирующей стадией обычно являются доставка
испарившихся атомов в зону осаждения (молекулярный режим)
или поверхностные процессы в зоне подложки (кинетический
режим).

В общем случае теоретическое описание процесса осаждения
материалов способом ПЭЛИ не вызывает затруднений и может
быть проведено по классической схеме: определение всей совокуп-
ности параллельно-последовательных стадий; термодинамиче-
ский и кинетический анализ каждой стадии в отдельности; выбор
лимитирующей стадии.

В этой связи наиболее простой нам представляется квази-
равновесная модель, суть которой сводится к следующему: 1) в об-
ластях границ раздела твердое—жидкое, жидкое—газ, газ—
твердое выполняются условия термодинамического равновесия;
2) диффузия в твердом состоянии отсутствует; 3) диффузия в жид-
кой и паровой фазах совершенна; 4) на границе раздела твердое—
жидкое не происходит объемных изменений; 5) массоперенос
через паровую фазу осуществляется посредством мрлекулярного
потока

р. у 2лРТ



=

(5.7)

где — скорость массопереноса /-го компонента; Т — темпера-
тура пара; р} — парциальное давление /-го компонента; А] —
атомная масса; ау,- — вероятность конденсации /-го элемента,
приходящаяся на одно соударение с единичной площадкой по-
верхности подложки; // — универсальная газовая постоянная;
Р; — плотность; е1 — нормаль к поверхности осаждения; 6) коэф-
фициенты распределения и разделения элементов постоянны:
к'(	(тврС; (пар), к\ ’	(пар)^( (ж),	(тв), С1 (пар), С1 (ж)

концентрации /-го элемента в твердой, паровой и жидкой фазах;
'/) компоненты в твердом и жидком состоянии образуют идеаль-
ные растворы.

Наиболее жесткими являются ограничения 6) и 7), которые
строго выполняются только при небольших концентрациях эле-
ментов, когда на диаграмме состояния линии ликвидуса и соли-
дуса вырождаются почти в прямые. Очевидно, что полученные
согласно квазиравновесной модели данные можно считать ско-
рее качественными, чем количественными.

Рассмотрим применение квазиравновесной модели способа
ПЭЛИ для случая массопереноса сплава (№ + 33,6 % Со +
| 19 % Сг + 14,9 % А1) по схеме, изображенной на рис. 5.9.
Введем следующие обозначения: с)0’, с;ж), с/пар), сР} — концен-
трации /-го элемента в исходном сплаве, жидкости, паровой фазе
и получаемом осадке соответственно; к^ = с^/с^; к^} =

г(ж)/с(пар); ^(3) _ с(пар)/с(1) — коэффициенты разделения и рас-
пределения; I — глубина проплава исходного слитка под воздей-
ствием электронного пучка; а — линейный коэффициент полез-
ного использования материала покрытия. Запишем уравнение
материального баланса для /-го компонента при смещении слитка
на расстояние с1х:

= (^0) -с^арГ)Лх.	(5.8)

11ероходя к концентрации /-го элемента в осадке и подставляя
и (5.8) коэффициенты к^, к?\ к'^! получаем

к^1	= (с)0’ - с^к^) <кх.	(5.9)

Интегрирование (5.9) приводит к следующему выражению:

сР’ =	4°’ — сопз! ехр

‘ к\л>

Константа интегрирования определяется из граничного условия
Ф" (х == 0) = с)п , где с}„ — концентрация 7-го элемента на по-
верхности обрабатываемой детали. В окончательном виде

- тН»™ - «Р (--дат) •	(5->0)

г2 1	\ ЮК? 1
Рис. 5.11. Схема установки УЭ137:

1 — камера испарения; 2 — камера элек-
тронных пушек; 3 — пять пушек испаре-
ния; 4 — пушка нагрева; 5 — обрабатывав*
мыв заготовки; 6 — вспомогательная ка-
мера; 7 — привод вращения н перемещения
деталей; 8 — подающий шток; 9 — вакуум-
ный затвор; 10 — заслонка; 11, 12 — тигли
с испаряемым материалом; 13 — привод
подачи слитков на испарение; 14 — защит-
ный экран

Рис. 5.10. Распределение элементов по
толщине покрытия (квазиравновесное
приближение; величина Л отсчитывает-
ся от поверхности подложки)

Для рассматриваемой системы
№—Со—Сг—А1 необходимо за-
писать четыре уравнения типа
(5.10), решив которые и проведя

нормирование, можно выявить профили концентраций элементов
по глубине сформированного слоя.

Согласно термодинамическим данным [60, 93] были получены
уравнения плавления, испарения и сублимации компонентов
сплава, исходя из которых определялись коэффициенты распре-
деления и разделения с учетом допущений I—3 квазиравновесной
модели. Значения а и I выбирались из условий проведения кон-
трольных экспериментов. Результаты расчетов (рис. 5.10) пока-
зывают, что 1) по толщине покрытия должны формироваться

поверхности роста с различными концентрациями элементов,
причем профили концентраций в областях между этими поверх-
ностями роста имеют сложный характер; 2) наблюдается избира-
тельность массопереноса элементов, особенно А1 и Сг; 3) адекват-
ный перенос сплава может быть реализован только при значи-
тельной продолжительности опыта (составы исходного сплава и
осадка становятся близкими, начиная с толщин 50 ... 60 мкм).

Полученные результаты расчета находятся в хорошем согла-
сии с выводами Ю. Д. Клебанова [48], который в рамках ленг-
мюровской кинетической теории переноса показал, что условие
адекватного переноса двух- и трехкомпонентных сплавов имеет
следующий вид:

=	(5.11)

где С — постоянная; ак — активность Л-го компонента; тк —
молекулярная масса.

Исходя из (5.11), можно заключить, что адекватное испаре-
ние достигается только при / = где (0 — время испарения
184
фиксированной массы сплава, т. е. только на заключительной
стадии массопереноса. Если учесть, что в исходном слитке содер-
жатся различные примесные элементы (С, №, О, 51, Ре и т. д.),
то число формирующихся по толщине покрытия поверхностей
роста с различными концентрациями компонентов может быть
значительно большим, чем это следует из результатов наших рас-
четов. Поэтому для .получения более однородных по составу по-
крытий процесс осаждения проводят только после вывода уста-
новки на установившийся режим, когда условия переноса близки
к адекватным (5.11).

Для нанесения многокомпонентных и композиционных покры-
тий на лопатки в Институте электросварки ^м. Е. О. Патона раз-
работаны и внедрены электронно-лучевые' установки УЭ175 и
УЭ137 [65]. Установка УЭ137 (рис. 5.11) имеет две камеры:
рабочую 1 и вспомогательную 6. К рабочей камере пристыкована
рама, на которой смонтирован привод 7 подачи, перемещения и
вращения заготовок. Установка оснащена шестью или семью
электронно-лучевыми пушками 3, из которых одна или две пред-
назначены для нагрева заготовок. ’ Конструктивные особенности
пушек позволяют получать семь независимых электронных пуч-
ков регулируемой мощности. С помощью соответствующей ап-
паратуры управления формируется оптимальная конфигурация
зон нагрева с различной траекторией развертки луча на поверх-
ности испаряемых материалов или обрабатываемых заготовок.
Для нагрева заготовок сложного профиля и переменного сечения
применяют систему, позволяющую работать в режиме сканиро-
вания по заданной программе, что обеспечивает равномерное рас-
пределение температуры по поверхности заготовки [65]. Про-
цесс нанесения покрытий проводится в вакууме не ниже 8,75 X
X10~3 Па. В установке используется автоматическая стабилиза-
ция тока или мощности электронных лучей, ускоряющего напря-
жения, токов отклонения пучка. Этим обеспечивается неизмен-
ность задаваемых технологических параметров — скорости испа-
рения, температур поверхности заготовки, исходного материала
и т. д. Стабилизация технологических параметров является важ-
нейшей задачей усовершенствования способа ПЭЛИ, успешное
решение которой позволит получать более однородные по составу
осадки. В значительной степени это решено при конструировании
установки УЭ175, которая снабжена автоматической системой
контроля и управления технологическим циклом на базе мини-
ЭВМ [65].

Было проведено исследование химического состава и СФС
электронно-лучевых покрытий типа Ме—Сг—А1—У (Ме — № или
Ме — №, Со). Элементный состав покрытий, толщина которых
варьировалась 70 ... 100 мкм, определялся методами ЭОС и РМА.
В качестве подложек использовались образцы из сплавов ЖС6Ф
и ЖС6У. Регистрация оже-спектров осуществлялась с поверхно-
сти косых шлифов с углом наклона 30'. Поверхность таких шля-
195
Рис. 5.12. Распределение элементов по
толщине электронно-лучевого покры-
тия (результаты ЭОС)

фов очищалась механически на
твердом материале с тонкой
бязевой основой, а затем под-
вергалась травлению ионами
Аг (Е = 3 кэВ) в камере оже-
спектрометра при остаточном
давлении не ниже 10~8 Па
в течение 40	50 мин, для

уменьшения нежелательных эф-
фектов «микрометаллургии», протекающих на стадии изготов-
ления шлифа. Результаты оже-анализа (рис. 5.12) сводятся

к следующему: 1) внутри покрытий для ряда образцов обнаружены

тонкие, параллельные слои, характеризующиеся повышенным со-
держанием А1, Сг, С и О (эквидистантные поверхности роста);
2) эквидистантные поверхности роста зафиксированы на экране
телевизионного монитора оже-спектрометра и выявлены при ме-
таллографическом анализе; 3) иттрий в покрытиях не обнаружен.
Данные РМА согласуются с результатами оже-анализа и свиде-
тельствуют об отличии среднего химического состава сформирован-
ных слоев от состава испаряемых сплавов (например, покрытие
№—Со—Сг—А1—У характеризуется пониженным содержанием Сг
и Со).

Наиболее интересным фактом является формирование в про-
цессе осаждения эквидистантных поверхностей роста. Аналогич-
ные поверхности наблюдались при исследовании некоторых
свойств танталовых и ниобиевых покрытий, полученных спосо-
бом ХТР [99]. В последнем случае число таких поверхностей
роста в точности соответствовало числу изменений режима осаж-
дения при проведении одного опыта. Анализ же покрытий, нане-
сенных способом ПЭЛИ, не позволяет сделать однозначного за-
ключения о причине образования микронеоднородностей в хими-
ческом составе, поскольку их формирование может быть связано
как с нестабильностью параметров, так и с избирательностью
массопереноса.

Фазовый состав жаростойких (Ме—Сг—А1—V) покрытий оп-
ределялся по данным рентгеноструктурного и металлографиче-
ского исследования. Его результаты показали, что 1) основными
фазовыми составляющими покрытия, содержащего 11 ... 12 % А1
и 15 ... 18 % Сг (иттрий не обнаружен), являются 0- и у-фазы;
2) диффузионный отжиг и другие виды термообработки, проведен-
ные при температурах ниже Т* (Г* ж 1020 °С — температура
протекания четырехфазного превращения у + 0.у' + а), при-
водят к изменению фазового состава; 3) в непосредственной бли-
зости от границы раздела покрытие—матрица отчетливо выяв-
Рис. 5.13. Кривые жаростойкости спла-
ва ЖС6У с вакуумно-плазменным 1 и
электронно-лучевым 2 покрытиями №—
Сг—А1—У. Испытание в воздушной
среде при 1000 °С

ляется диффузионная зона тол-
щиной 15 ... 20 мкм с увели-
ченным содержанием у- и у'-фаз;
4)'матричный сплав отделен от

покрытия цепочкой мелкодис-

персных твердых включений, которые согласно результатам ЭОС
и термодинамического анализа представляют собой карбиды
хрома; 5) покрытия имеют четко выраженную столбчатую ми-
кроструктуру, а размер зерна определяется температурой под-
ложки (в более общем случае величиной ее пересыщения).

Таким образом, фазовый состав Ме—Сг—А1—У покрытий,

осажденных посредством ПЭЛИ, в процессе термообработки из-
меняется, а поскольку при эксплуатации лопаток ГТД в низкотем-

пературной области (Т < 71*) протекает фазовое превращение
у + Р -> у' + а, то это может привести к нежелательным явле-
ниям (например, к возникновению локальных областей с высо-
кой концентрацией напряжений, что. способствует зарождению
трещин и интенсифицирует диффузию элементов).

Следует подчеркнуть, что нестабильность фазового состава
исследованных покрытий обусловлена не какими-либо недостат-
ками способа ПЭЛИ, а является характерной чертой исходных
сплавов системы Ме—Сг—А1—- У. Жаростойкость таких систем

в основном определяется содержанием алюминия в испаряемых
электронным лучом сплавах. С увеличением концентрации А1
сопротивление окислению конденсированных осадков возрастает.
Результаты исследования, проведенного в воздушной среде при
1000 °С, изотермической жаростойкости сплава ЖС6У с электрон-
но-лучевым №—Сг—-А!—'У покрытием приведены на рис. 5.13
в сравнении с данными, полученными для вакуумно-плазменных
покрытий.

Плотность и прочность сцепления электронно-лучевых покры-
тий с подложкой невысоки (по сравнению с аналогичными осад-
ками, формируемыми с помощью ХТР), однако посредством фи-
нишной термомеханической обработки плотность р может быть
значительно увеличена, а адгезионные свойства улучшены.

Поскольку при протекании процессов испарения и конденса-
ции эффективность очистки невелика, содержание примесей в элек-
тронно-лучевом материале может достигать 10-1 % и более (в за-
висимости от чистоты исходного сплава), а значения микротвер-
дости, измеренной для ряда металлов (Сг, А1, 7г и др.), пре-
вышают соответствующие величины, характерные для тех же
элементов-, подвергнутых химическому транспорту и зонной

плавке.
Рис. 5.14. Схема установки «Пуск»:
1 — рабочая камера; 2 — анод; 3 — катод;
4 — поджигающий электрод; 5 — источник
питания; 6 — источник отрицательного сме-
щения потенциала; 7 — магнит; 8 — систе-
ма подачи реактивного газа; 9 — система
откачки; 10 — система крепления загото-
вок; 11 — обрабатываемые заготовки

Несмотря на отмеченные не-
достатки, способ ПЭЛИ яв-
ляется одним из наиболее пер-
спективных, что прежде всего
объясняется возможностью на-
носить покрытия практически
любого состава при различных
температурах детали-подложки.
Следует только помнить, что
адекватный перенос элементов
сплава невозможен из прин-
ципиальных соображений, по-

этому выбор химического состава исходного сплава должен быть
целена пр ав ленным.

Вакуумно-плазменная обработка (ВПО). Для нанесения жаро-
стойких и износостойких покрытий широко используют вакуум-
ную ионно-плазменную обработку [5]. В основе ее лежат следую-
щие физические процессы: 1) испарение элементов материала по-
крытия в условиях глубокого вакуума; 2) ионизация компонен-
тов паровой фазы посредством электрического разряда; 3) доставка
ионов из зоны сырья в зону подложки в ускоряющем электроста-
тическом или электромагнитном поле; 4) взаимодействие ускорен-
ных ионов с элементами поверхности осаждения; 5) поверхностные
процессы на подложке. При этом энергия ионов, бомбарди-
рующих поверхность детали, достигает 100 эВ, что намного пре-
вышает энергию частиц, конденсируемых из пара при использо-
вании ПЭЛИ (10-1 эВ).

. С помощью способа ВПО на поверхности деталей удается сфор-
мировать как металлические, так и неметаллические неорганиче-
ские слои из оксидов, карбидов и нитридов. В этом случае испаре-
ния и ионизации атомов сырьевого металла плазма смешивается
с реактивным газом, в результате протекают газоплазменные реак-
ции, приводящие к образованию и последующей конденсации
соединений, входящих в состав покрытия. Парциальное давление
реактивного газа в зоне плазмохимических реакций обычно не
превышает 10-1 Па.

Для нанесения покрытий способом ВПО разработаны установки
типа «Пуск», «Булат» и т. д. Принцип работы установки «Пуск»
(рис. 5.14) следующий. После закрепления обрабатываемых заго-
товок рабочая камера герметизируется и создается давление не
хуже 10"3 Па. На анод 2 и катод 3, а также электрод 4 подается вы-
сокое напряжение.. В результате возникновения импульсного
198
разряда между анодом и катодом зажигается электрическая дута,
которая устойчиво горит в парах токопроводящего материала ка-
тода при напряжении 77 = 20 ... 30 В и силе тока / = 150 ... 300 А.

Испарение элементов покрытия осуществляется из области
катодных микропятен вакуумной дуги. Стабилизация разряда на
катоде, фокусирование и ускорение ионов плазмы происходит
с помощью магнита 7. Дополнительное ускорение ионов по направ-
лению к обрабатываемым заготовкам производится за счет прило-
жения к ним отрицательного потенциала. Если подложка нахо-
дится под высоким отрицательным потенциалом ср (~1,5 кВ), то
происходит эффективная ионная очистка ее поверхности, после
чего величина ср снижается до 100 В и происходит собственно про-
цесс нанесения покрытий. Плотность ионного тока достигает / —
= 10~2 ... 10"1 А/см2, при этом скорость конденсации составляет
10~2 ... 10-1 мкм/с. При необходимости в камеру подается реактив-
ный газ.

При нанесении покрытия способом ВПО генерируемый с катода
поток вещества содержит паровую, ионизированную и микрока-
пельную фазы. Степень ионизации потока обычно составляет
несколько десятков процентов. В настоящее время разработаны
установки, позволяющие резко сократить количество расплавлен-
ных конгломератов (микрокапельной фазы) и увеличить долю
ионизированной фазы [51.

Покрытия, полученные способом ВПО, обладают более высокой
адгезией к материалу подложки (по сравнению с электронно-
лучевыми), имеют относительно высокую плотность, дисперсную
микроструктуру. Варьируя величину энергии ионов Е*, можно
добиться изменения СФС покрытия.

Существует много разновидностей нанесения покрытий в ва-
кууме при осаждении на поверхность детали ионов [27]. Напри-
мер, предложено получать покрытия электронно-лучевым напы-
лением. В отличие от ПЭЛИ заготовка, на которую наносится
покрытие, находится под высоким отрицательным потенциалом,
а в рабочую камеру вводится-дополнительный электрод, располо-
женный между испаряемым материалом и подложкой. Процесс
нанесения покрытия заключается в следующем.

В рабочей камере создается разрежение, затем в нее напус-
кается инертный газ. Подав высокое напряжение на подложку,
зажигают тлеющий разряд между заготовкой и экраном, располо-
женным в промежутке катод—дополнительный электрод. При
этом ионы газа бомбардируют поверхность заготовки и производят
ее ионную очистку. Затем электронным лучом расплавляют нано-
симый материал, в результате чего начинается его интенсивное
испарение, и зажигают дуговой разряд между дополнительным
электродом и жидкой ванной (расплавом материала). Испарив-
шиеся атомы ионизируются электрическим разрядом (степень
ионизации парового потока 5 ... 10 %), и образовавшиеся поло-
жительные ионы совместно с ионами Аг устремляются к заготовке.
При этом скорость осаждения покрытия превышает скорость
распыления.

Ионная бомбардировка может быть прекращена на определен-
ной стадии процесса нанесения покрытия, например, после обра-
зования переходной зоны между подложкой и покрытием. Для
некоторых легкоиспаряемых и легкоионизируемых металлов (Сг,
А1 и др.), сплавов на их основе после завершения ионной очистки
заготовки Аг удаляются из реактора, а разряд, возбуждаемый
в парах этих металлов, горит между дополнительным электродом
и расплавом.

Было проведено исследование химического состава и СФС по-
крытия, полученного из сплава №—Сг—А1—V способом ВПО.
Покрытия толщиной 80 ... 90 мкм наносили на пластины из сплава
ЖС6У. Химический состав определяли методом РМА. В качестве
образцов для исследования использовались поперечные шлифы.
Учитывая, что химический состав фазовых составляющих покры-
тия неадекватен, а линейный размер зерен различных фаз имеет
величину около 1 мкм, съемки проводили в растровом режиме
с участков поверхности площадью 10X10 мкм2.'Это позволяло
получать данные о среднем химическом составе различных обла-
стей покрытия.

Количественный РМА проводили путем обработки первичных
результатов по программе ХАР-коррекции. Кроме того, методом
РМА определяли состав пленки-конденсата, нанесенной из сплава
№—Сг—А!—У на фольгу из коррозионно-стойкой стали. Съемка
производится с внешней и внутренней (соприкасавшейся с под-
ложкой) поверхностей пленки-конденсата. Содержание А! и Сг
в конденсате определяли объемно-комплексным и персульфатно-
серебряным методами химического анализа.

Установлено, что вакуумно-плазменные покрытия достаточно
однородны по толщине. Химические составы покрытия и распыляе-
мого сплава различаются (в покрытии пониженное содержание А1
и повышенная концентрация Сг). Относительное снижение со-
держания А1 составляет 20 ... 25 %, а относительный рост кон-
центрации Сг 10 ... 15 %. Иттрий в покрытии не обнаружен.

Непосредственно после осаждения покрытие характеризуется
неравновесным СФС (решетки фазовых составляющих сильно
искажены). Об этом свидетельствует большое уширение дифрак-
ционных линий на дифрактограмме. Покрытие содержит у- и ос-
фазы или у-, а,- и Р-фазы, имеет мелкодисперсную микроструктуру,
линейный размер зерен около 1 мкм.

Прочность сцепления покрытия с подложкой (сплавом ЖС6У)
непосредственно после осаждения невелика и зависит от состояния
поверхностного слоя подложки, прежде всего, от его химической
чистоты.

Диффузионный отжиг при 1000 °С в течение 3 ч приводит к рез-
кому повышению прочности сцепления. При этом происходит диф-
фузия компонентов покрытия (Сг и А!) в сплав ЖС6У, а компонен-
200
Рис. 5.15. Кривые усталости сплава
ЖС6У с вакуумно-плазменным (/),
электронно-лучевым (2) покрытиями
и без покрытия (5). Условия испыта-
ния: температура 975 °С, частота на-
гружения 3200 Гц, среда — воздуш-
ная

тов сплава (Со, и7) в покрытие.
Толщина диффузионной зоны
составляет 15 ... 20 мкм. Со-

вершенство кристаллической

решетки фазовых составляющих покрытий при отжиге резко уве-

личивается.

На границе покрытия с подложкой при отжиге образуются
твердые дисперсные включения. Учитывая результаты исследо-
вания, проведенного методом ЭОС, можно сделать заключение о
том, что эти включения представляют собой карбиды Сг. Толщина
слоя, содержащего карбиды, 5 ... 10 мкм.

Были также исследованы жаростойкость и сопротивление уста-
лости сплава ЖС6У с вакуумно-плазменным и электронно-лучевым
покрытиями, полученными способами ВПО и ПЭЛИ из одного и
того же сплава №—Сг—А1—У. Толщина покрытия в обоих слу-
чаях составляла 80 ... 90 мкм. Образцы перед нанесением покрытий
подвергали виброабразивной обработке.

После нанесения покрытия способом ВПО образцы подвергали
вакуумному диффузионному отжигу при 1000 “С в течение 4 ч.
Технология получения электронно-лучевых покрытий включала
диффузионный отжиг при 1000°С в течение 2 ч, обработку поверх-
ности покрытия микрошариками и рекристаллизационный отжиг
при 1000 °С в течение 2 ч. Образцы без покрытий после виброабра-
зивной обработки отжигали в вакууме при 1000 °С в течение 4 ч,
т. е. подвергали термообработке по режиму, близкому к режиму
обработки образцов с покрытиями.

Изотермическая жаростойкость (при 1000 °С) в воздушной
среде сплава ЖС6У с покрытиями, полученными способами ВПО
и ПЭЛИ, заметно различаются (см. рис. 5.13). Более низкая жаро-
стойкость образцов с вакуумно-плазменным покрытием в основном
обусловлена пониженным содержанием в нем А1 (приблизительно
на 3 ... 4 %). Отметим, что находящийся в покрытиях А1 обеспе-
чивает образование при окислении защитной пленки из оксида
а — А12О8.

После 300-часовой выдержки на воздухе при 1000 °С поверхно-
стный слой обоих видов покрытий, кроме оксида а — А12О3, со-
держал у-, у'- и а-фазы, причем в электронно-лучевом покрытии
количество фаз у' и а было соответственно выше и ниже, чем в ва-

куумно-плазменном.

Кривые сопротивления усталости образцов при 975 °С при-
ведены на рис. 5.15. Наличие покрытий приводит к снижению со-
Рис. 5.16. Схема установки для нанесения по-
крытия магнетронным распылением:

1 — анод; 2 — катод; 3 — магниты; 4 — область
дрейфа электронов; 5 — распыленные атомы;

б — обрабатываемая заготовка

противления усталости, что обуслов-
лено, вероятно, более низкими проч-
ностью и пластичностью сплавов

№—Сг—А1—V по сравнению со
сплавом ЖС6У, причем вакуумно-плазменное покрытие умень-
шает сопротивление усталости в большей степени. Одной из
причин этого является более высокая шероховатость поверх-
ности вакуумно-плазменного покрытия (Яа = 2,6 ... 3,1 мкм)
по сравнению с электронно-лучевым покрытием (#а = 0,7 ...
1,1 мкм).

Поскольку сплавы №—-Сг—А1, являющиеся основой жаростой-
ких покрытий №—Сг—А1—У, структурно нестабильны [120],
то важной проблемой является выбор оптимального режима их
термообработки. Финишная термообработка должна проводиться
при температуре, близкой к рабочей. Такая обработка способствует
повышению структурной стабильности материала покрытия.

В заключение отметим, что способом ВПО наносят покрытия
как из чистых металлов (Си, Сб, МЬ, Та, Мо, Сг и др.), так и из
многокомпонентных систем типа №—А1, №—Сг, №—Сг—А1—У,
Ре—Сг—А1—У и др.

Магнетронное распыление. Одним из перспективных способов
получения покрытий является магнетронное распыление (МР) [26].
В основе данного способа лежит процесс распыления материала
катода в результате бомбардировки ионами рабочего газа (обычно
Аг) и осаждение продуктов распыления (представляющих собой
в основном нейтральные атомы) на поверхность обрабатываемой

заготовки.

В отличие от распыления в тлеющем разряде магнетронное
распыление проводят при более высоком разрежении (р ж 10~2 ...
10"1 Па), а напряжение между катодом и анодом не превышает
10 кВ. Магнетронное распыление характеризуется также более
высокой скоростью травления (о ~ 10-1 ... 1 мкм/мин), что выз-
вано резким повышением плотности ионного тока на поверхности
катода (до ЗЛО1 А/сма).

Схема установки для нанесения покрытия способом МР при-
ведена на рис. 5.16. Под распыляемым катодом 2 находятся маг-
ниты <3. Силовые линии магнитного поля в виде дуг замыкаются
между полюсами магнитов. При подаче постоянного напряжения
(обычно 300 ... 800 В) между катодом и анодом возникает нелиней-
ное неоднородное электрическое поле и возбуждается электриче-
ский разряд. Силовые линии электрического поля перпендику-
лярны к силовым линиям магнитного поля и поверхности катода.
Таким образом, распыление происходит в скрещенных электри-
ческом и магнитном полях. Электроны, эмиттируемые с поверх-
пости катода под действием ионной бомбардировки, «захваты-
ваются» магнитным полем и совершают сложное циклоидальное
движение по замкнутым траекториям в окрестности катода (об-
ласть 4). В результате столкновений электронов с атомами рабо-
чего газа происходит их ионизация, степень ионизации рабочего
газа приближается к 100 %. В результате резко увеличивается кон-
центрация ионов рабочего газа, плотность ионного тока и соот-
ветственно скорость распыления.

При МР частицы, осаждающиеся на поверхность детали, имеют
более высокую энергию (Е* ~ 10"1 ... 101 эВ), чем при ПЭЛИ.
Это обеспечивает хорошую адгезию покрытия к подложке. МР
позволяет получать покрытия из чистых металлов, их сплавов,
а также полупроводников и диэлектриков. Эти покрытия характе-
ризуются относительно высокой химической чистотой и низкой
пористостью. Коэффициент использования теплоты при магне-
тронном распылении значительно выше, чем во всех других распы-
лительных системах.

Скорости распыления материалов обычно различаются не более
чем на порядок, а скорости их испарения — на несколько поряд-
ков. Например, коэффициенты распыления чистых ЬИ и Мо при
бомбардировке ионами Аг+ с энергией 400 эВ различаются при-
близительно в 2 раза, а скорости их испарения при 2000 °С — на
пять порядков. Последнее позволяет получать покрытия с химиче-
ским составом, очень близким к составу распыляемой мишени.

Проведено исследование химических составов и структурно-
фазовых состояний пленок, полученных МР сплава: 18,8 % №,
12,3 % Сг, остальное А1. Пленки толщиной около 10 мкм наносили
па никелевую фольгу. МР проводили с использованием в качестве
рабочего газа Аг при давлении 10-1 Па по двум режимам: 1) мощ-
ность разряда А/ = 1,2 кВт, сила ионного тока I — 3,5 А; 2) М =

2,3 кВт, / = 8 А. Содержание А1 и Сг в пленках, а также в рас-
пыляемом сплаве определяли методами химического анализа.
Структурно-фазовое состояние исследовали с помощью РСА.

Показано, что химический состав пленок зависит от режима
магнетронного распыления. Пленка, полученная МР по режиму
I), содержала 12,3 % А1 и 18,2 % Сг; пленка, нанесенная по ре-
жиму 2) —13,7 % А1 и 19,3 % Сг. Статистическая ошибка опреде-
ления концентрации А1 и Сг не превышала 0,2 %. Таким образом,
пленка, полученная МР по режиму 1), практически имела тот же
химический состав, что и распыляемый сплав.

В процессе осаждения в пленках формируется неравновесное
< груктурно-фазовое состояние с высоким уровнем искажений ре-
шетки На это указывает чрезвычайно большая ширина дифрак-
ционных линий на дифрактограмме (рис. 5.17). Вакуумный отжиг
прн 950 °С в течение 2 ч приводит к аннигиляции дефектов решетки.
Ширина дифракционных линий при этом резко снижается, ста-
ноннтся возможным проведение детального фазового анализа.
1 Сказано, что отожженные пленки содержат фазы у', у, а и р.
Рис. 5.17. Фрагменты дифрактограмм кон-
денсата №—Сг—А1, полученного магнетрон-
ным распылением: (Реда — излучением)
а — после осаждения; б — после отжига:

1, 2, 3 — дифракционные линии фаз V и у', а, 0
соответственно

Причем в пленке с повышенной кон-
центрацией А1 содержание а- и
(3-фаз увеличено. Согласно диа-
грамме состояния №—Сг—А1 пленки
сплавов № (12,3%), А1 (18,2%),
остальное Сг и № (13,7%), А1 (18,3%),

остальное Сг в равновесном состоянии должны представлять со-
бой смесь фаз у' и а при температуре ниже 1000 °С. Таким об-
разом, и после отжига пленки находятся в метастабильном со-

стоянии.

Отметим, что при магнетронном распылении сплавов, содер-
жащих резко отличающиеся по атомной массе элементы (напри-
мер, Т1—XV), в покрытиях наблюдается пониженная концентра-
ция легкого компонента Т1 [27], что обусловлено более интенсив-
ным рассеянием легких атомов на ионах рабочего газа.

Газопламенное и плазменное напыление. Напыление пред-
ставляет собой процесс нанесения покрытия на поверхность де-
тали с помощью высокотемпературной скоростной струи, содер-
жащей твердые частицы или капли расплава напыляемого мате-
риала. В зависимости от источника тепловой энергии различают
газопламенное и электродуговое напыление [109]. При газопла-
менном напылении используется теплота, выделяющаяся при го-
рении смеси горючий газ—кислород. Электродуговое напыление
основано на использовании теплоты электрической дуги.

Наиболее широко применяют метод газопламенного напыле-
ния. Разновидностью газопламенного напыления является дето-

национное напыление, при котором используется энергия детона-
ции смеси ацетилена с кислородом. Детонационное напыление поз-
воляет наносить покрытия из материалов с высокой температурой
плавления.

Электрические методы напыления — электродуговое, плазмен-
ное и высокочастотное индукционное — имеют более Широкие тех-
нологические возможности для нанесения покрытий практически
любого сплава.

Напылением можно наносить покрытия с различными свойст-
вами: теплостойкими, теплоизоляционными, износостойкими, кор-
розионно-стойкими, электроизоляционными и др. В процессе
напыления покрытий заготовки нагреваются незначительно (не
более 200 ... 250 °С).

Для получения плазмы в промышленности используют два типа
горелок' плазменно-дуговые и плазменно-струйные. В плазменно-
дуговой горелке электрическая дуга горит между анодом, которым
является обрабатываемый материал, и катодом, изготовленным из
вольфрама или вольфрамового сплава, содержащего приблизи-
тельно 2 % тория. Дугу стабилизирует закрученный поток рабо-
чего газа, вытекающего из сопла горелки. В плазменно-струйной,
горелке дуга образуется между вольфрамовым катодом и анодом,
которым является медное, охлаждаемое водой сопло. Дуга нагре-
вает до высокой температуры рабочий газ, подаваемый с закрут-
кой в камеру горелки и вытекающий из сопла в виде плазменной
струи. Подача интенсивно перемешанного рабочего газа в камеру
горелки стабилизирует процесс горения дуги и повышает ее тем-
пературу.

Плазменные горелки позволяют легко получать плазменную
струю, средняя температура которой на выходе из сопла состав-
ляет несколько тысяч градусов (7 000 ... 20 000 °С). Такая темпе-
ратура является достаточной для расплавления любых веществ,
существующих в твердом виде.

В качестве рабочего газа обычно используют аргон или азот.
Порошок напыляемого материала подается в сопло горелки струей
транспортирующего газа, нагревается плазмой и далее перено-
сится на поверхность обрабатываемой заготовки.

Напыление плазменной струей имеет следующие особенности/
Высокая температура плазменной струи и возможность менять
ее в широком диапазоне подбором диаметра сопла и режимов ра-
боты распылителя позволяют производить напыление различных
материалов: металлов (особенно тугоплавких), керамики и ор-
ганических материалов. Так как в качестве рабочего газа исполь-
зуют инертный газ (аргон или смесь аргона с 5 ... 10 % водорода
или смесь азота с 5 ... 10 % водорода), в напыляемом покрытии
образуется сравнительно мало окислов. Поверхность обрабаты-
ваемого материала нагревается обычно не выше 100... 200 °С,
поэтому плазменные покрытия можно наносить на легкоплавкие
металлы и сплавы, пластмассы, дерево.

Покрытия, полученные плазменным напылением, имеют
высокую плотность и хорошее сцепление с поверхностью детали.
Напыляемая поверхность нагревается не выше 200 °С, следо-
вательно, ее деформация невелика. Однако процесс плазмен-
ного напыления имеет сравнительно низкую производительность,
сопровождается шумом и сильным ультрафиолетовым излуче-
нием. К недостаткам этого метода относится выделение дыма и
аэрозолей во время напыления, что требует создания мощных
вытяжных устройств.

В большинстве случаев соединение напыленного покрытия
с подложкой происходит в результате механического сцепления,
поэтому для обеспечения высоких адгезионных свойств под-
ложка должна быть достаточно шероховата. Помимо механического
соединения напыленного покрытия с матрицей возможны и другие
виды соединений, например, сплавление напыляемого материала
с материалом заготовки, образование химических соединений и т.д.
Увеличение прочности механического сцепления связано с '
увеличением площади поверхности матрицы и ее активности, что
также важно и для других видов соединения. Поэтому создание
увеличенной шероховатости на поверхности заготовки имеет
большое значение в процессе напыления.

5.8.	ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ

Одним из наиболее широко используемых в промышленности
методов технологического обеспечения оптимальных величин
параметров поверхностного слоя деталей машин является химико-
термическая обработка (ХТО) [85]. Под ХТО будем понимать
совокупность способов химического и термического воздействия
окружающей среды (газ, жидкость, твердофазные смеси) на по-
верхность материала, позволяющих целенаправленно зафикси-
ровать качественно новое физико-химическое состояние моди-
фицированного поверхностного слоя детали. Более подробно
остановимся только на анализе процессов диффузионного насы-
щения, так как они чаще всего используются в промышленности.

Термодинамика и кинетика ХТО.* Теоретические и эксперимен-
тальные данные, полученные с помощью прецизионных методов
исследования фазового и химического состава диффузионных
слоев, указывают на то, что во многих случаях формирование
диффузионного слоя протекает в условиях, значительно отличаю-
щихся от равновесных (при больших пересыщениях). В этой
связи можно выделить совокупность физико-химических и кинети-
ческих факторов, определяющих механизм формирования диффу-
зионного слоя с неравновесными составом и структурой.

Физико-химические факторы: термодинамические функции
фаз в системе взаимодействующих элементов; равновесный со-
став насыщающей среды; степень неравновесности состояния ок-
ружающей среды; адсорбционные характеристики элементов и
соединений; структурно-энергетические условия образования
фазы на поверхности сплава; степень пластической деформации
в зоне диффузии.

Кинетические факторы: соотношение между скоростью поступ-
ления элемента на поверхность и скорость его диффузии в твер-
дом материале; скорость реакции взаимодействия на границе
сплав—насыщающая среда; скорость нагрева до изотермы процесса
и скорость охлаждения по окончании насыщения; продолжитель-
ность процесса диффузии на изотерме; соотношение между ско-
ростью диффузии инородного элемента в поверхностном слое и
скоростью самодиффузии компонентов насыщаемого сплава.

Учесть влияние всех перечисленных факторов на механизмы
формирования диффузионных слоев с помощью теоретических
методик исследования не представляется возможным, поэтому
при анализе процессов насыщения широко применяют методы
»6
планирования эксперимента [30]. Например, с их помощью из-
учалось влияние технологических параметров процесса насыще-
ния на скорость формирования диффузионного слоя, его фазовый
и химический состав, оптимизировались по свойствам многие
способы нанесения диффузионных покрытий, исследовалась кор-
реляционная связь между структурными характеристиками мо-
дифицированного слоя и его свойствами и т. д.

При анализе кинетических закономерностей процессов ХТО
обычно используется эмпирическая зависимость глубины диффу-
зионного слоя 6 от продолжительности т процесса:

6 = ^,	(5.12)

где к и п. — постоянные, определяемые экспериментальным путем.

Для установления корреляционных соотношений между при-
весом твердой фазы и продолжительностью насыщения исполь-
зуем обобщенное уравнение кинетики гетерогенных химических
реакций:

к* = уп I---------------------Г ’	(5.13)

5т!“«	] [сУ-(т-тв)]п

(Ио

где 5 = й'50/т“; т0 и 50 -—начальные площадь и масса поверх-
ности насыщаемой твердой фазы; т —масса твердой фазы в мо-
мент времени т; V — объем насыщающей фазы; с — предельная
концентрация насыщающего компонента в твердой'фазе; п —по-
рядок реакции по насыщающему реагенту; а —постоянная, за-
висящая от индивидуальных свойств реагирующих фаз; к* —
константа скорости процесса.

Если пересыщение реагента велико (6р	0 или 6с 0), то

изменением его концентрации в насыщающей фазе во времени
можно пренебречь. Поэтому при условии а -> 0 интегрирование
уравнения (5.13) приводит к следующей формуле:

(5.14)

Принимая пропорциональность привеса и толщины диффу-
зионного слоя 6 = к' &.т, окончательно получим

ко = И=ДИ, Ао = йо*й'5о.	(5.15)

Отсюда следует, что построенные в логарифмических коорди-
натах зависимости (Ат) —1§ (т) и 1§ (6) —1§ (т) представляют
собой прямые линии, тангенс угла наклона которых к оси 1§ т,
равен (1 —а). Это позволяет вычислить значение (1 —а) и ко,
а также оценить кажущуюся энергию активации процесса.

Ц соответствии с насыщающими элементами (и вне зависимо-
сти от способа) процессы ХТО подразделяют следующим образом:
азотирование; цементация; цианирование; алитирование; бори-
рование; карбонитрация; силицирование; титанирование; хромо-
алитирование и т. д.

Азотирование представляет собой поверхностное насыщение
металлов и сплавов азотом посредством диффузии из внешней
среды [85]. В соответствии с разработками И. А. Минкевича,
К). М. Лахтина и других ученых азотирование стальных изделий
чаще всего проводят в ретортных (муфельных) печах в потоке ам-
миака с добавлением молекулярного азота при 500... 700 °С.
Продолжительность насыщения 20 ... 80 ч, что обеспечивает глу-
бину модифицированного слоя 0,1 ... 0,5 мм и твердость 650 ...
1100 НУ (содержание азота в поверхностном слое достигает 10 ...
12 %). При температурах выше 400 °С аммиак частично диссо-
циирует, а образовавшийся азот, адсорбированный на поверх-
ности, диффундирует в матрицу, образуя с ее компонентами азо-
тистые фазы (а-азотистый феррит, у-азотистый аустенит), а также
нитриды стехиометрического состава Ре4Н и Ре2Ы.

Выбор значений управляющих параметров (температура, про-
должительность, состав газовой фазы и т. д.) определяется тре-
бованиями к глубине и твердости поверхностного слоя. Напри-
мер, для достижения значительного упрочнения стали при не-
большой толщине диффузионного слоя рекомендуется поддержи-
вать низкие температуры, для формирования толстых модифици-
рованных слоев с относительно невысокой твердостью — более
высокие температуры. Если же необходимо получить высокие зна-
чения твердости и обеспечить большие глубины проникновения
атомов азота, то обработку проводят в двухступенчатом режиме.
Азотирование применяют не только для упрочнения, но и для
повышения износостойкости, сопротивления усталости и корро-
зионной стойкости деталей, работающих в воде и других агрессив-
ных средах.

Диффузионному насыщению азотом чаще всего подвергаются
детали, изготовляемые из конструкционных сталей, содержащих
нитридообразующие элементы (Сг, А1, Мо, Т1, УМ, V, МЬ, Мп),
а также из обычных легированных сталей (хромоникелевые кор-
розионно-стойкие и жаропрочные стали), которые применяют для
изготовления гильз цилиндров, шестерней, клапанов поршневых
двигателей, коленчатых валов, деталей бурового инструмента,
насосных штанг, пружин и т. д.

Сопротивление износу азотированной стали значительно выше,
чем цементированной и закаленной. Однако тонкий азотирован-
ный слой в отличие от цементированного может выдерживать
меньшие1 нагрузки.

Азотирование коррозионно-стойких сталей резко повышает
износостойкость деталей, работающих во влажной среде и при
повышенных температурах (-—500 °С). В этом случае коэффициент
трения при работе без смазочного материала снижается с 0,7 до 0,1.

Твердость азотированного слоя деталей, испытывающих зна-
копеременные нагрузки, задается в пределах'(6,5 ... 7,5) 102 НУ,
Ж
а для деталей, работающих на трение и износ (без силовой на-
грузки) ~9-102 ... 1,1-103 НУ. Сопротивление коррозии азоти-
рованной коррозионно-стойкой стали понижается вследствие
обеднения твердого раствора хромом, что необходимо учитывать
на стадии изготовления деталей, предназначенных для эксплуата-
ции в агрессивных средах.

Обработку углеродистых сталей (так называемое антикорро-
зионное азотирование) часто применяют вместо нанесения галь-
ванических покрытий для защиты от коррозии деталей, работаю-
щих в воде и в других агрессивных средах. Антикоррозионное
азотирование осуществляется в газовой фазе, содержащей аммиак,
при 600 ... 700 °С в течение 1 ч, что обеспечивает создание карбо-
нитридного слоя толщиной 15 ... 30 мкм. В этом случае, кроме
высокой коррозионной устойчивости, других требований к по-
верхностному слою обычно не предъявляют.

Все большее применение находит высокотемпературное азо-
тирование тугоплавких металлов. Диффузионное насыщение про-
водят в герметических камерах, снабженных вентильными уст-
ройствами, с помощью которых производится дозированная или
непрерывная подача азотирующей газовой смеси (аммиак прак-
тически не применяется, что вызвано наводороживанием и охруп-
чиванием насыщаемого металла). Толщина модифицированного
слоя, его химический состав и структурно-фазовое состояние
определяются в основном температурой Т, активностью а и ско-
ростью подачи насыщающей среды V, а также временем т пребы-
вания на изотерме.

Азотирование Т1 и сплавов на его основе чаще всего проводят
в атмосфере азота высокой чистоты, причем оптимальным счи-
тается следующий режим: Т — 950 °С, V = 20 ... 30 см3/мин,
т = 25 ... 30 ч, а « 1. Протекание процесса насыщения в опти-
мальном режиме обеспечивает образование диффузионных слоев
толщиной до 100 мкм, при этом твердость металла возрастает до
(7,8 ... 8,5) 10а НУ. Индукционный нагрев ТВЧ, а также прове-
дение азотирования в плазме тлеющего разряда значительно по-
вышают скорость образования модифицированного слоя, в де-
сятки раз сокращают продолжительность процесса.

Ниобий азотируют при температуре 1100 °С (т = 2 ... 3 ч),
тантал при 1100 ... 1200 °С. Достигаемая в этом случае толщина
диффузионного слоя (50 ... 70 мкм) обеспечивает значительное
увеличение твердости (1,15 ... 1,25) 102 НУ для МЬ и (1,6 ...
2,25) 102 НУ для Та. Хром, молибден и вольфрам подвергаются
азотированию при более низких температурах (900 ... 1100 °С).

Цементация является одним из основных видов ХТО и пред-
ставляет собой поверхностное насыщение металлов и сплавов угле-
родом посредством диффузионных процессов в твердых, жидких
и газовых средах [85]. Наиболее эффективной считается газовая
цементация, основы которой разработаны в СССР под руковод-
ством И. А. Минкевича, а также газовая цементация с использо-

8 Сулим® А. И. и др.

209
ванием диффузионных циклов, предложенная И. С. Козловским
и Ф. Е. Шеерманном одновременно и независимо друг от друга.
При цементации с использованием диффузионных циклов удается
достигать высокой интенсивности науглероживания, автоматиче-
ски регулировать и целенаправленно изменять углеродный по-
тенциал печной атмосферы (Л<р0 = —КТ 1п а?, где агс—актив-
ность С в газовой фазе), что обеспечивает получение заданного
распределения С в цементируемом слое. В качестве науглерожи-
вающих атмосфер используются многокомпонентные системы,
основными структурными составляющими которых являются:
СО, Н2, Н3О, СН4 и Ы2. Цементация протекает в соответствии со
следующей независимой системой химических реакций:

2(СО)	(СО2) + [С];

(СО) + (Н2)	(Н2О) + [С];	(5.16)

(СН4) ^2(На) .+ [С].

Результаты расчета равновесного состава газовой фазы позво-
ляют сделать заключение о том, что процесс массопереноса, реали-
зуемый при газовой цементации, лимитируется кинетикой второй
реакции (реакция водородного восстановления). Вклад первой
реакции системы (5.16) в суммарный поток (У) составляет 0,9 %,
а третьей 1,4 %. Математическое описание кинетики взаимодей-
ствия всей атмосферы с поверхностью сплава будет иметь следую-
ющий вид:

/ = Р (дг _а)(	(5.17)

где а —активность углерода в поверхностном слое; р —коэф-
фициент перехода атомов С из атмосферы на поверхность мате-
риала.

Перенос углерода в зону подложки и химические реакции,
протекающие при этом по природе процессов, следует отнести к од-
ному из способов получения покрытий (пиролизу, водородному
восстановлению или ХТР). Поэтому отдельно не рассматриваем
вопросы, касающиеся теоретического описания диффузионного
насыщения углеродом. Все положения теории массопереноса при
химическом осаждении покрытий из газовой фазы справедливы и
для газофазной цементации.

Газовая цементация малоуглеродистых сталей (содержащих
менее 0,2 % С) проводится при температурах 920 ... 950 °С, при
этом оптимальная концентрация углерода в модифицированном
слое толщиной (0,5 ... 2 мм) равна 0,8 ... 0,9 % (но не более 1,2 %).
Так как посредством диффузионного насыщения удается только
зафиксировать необходимый концентрационный профиль, то для
получения высокой твердости и износоустойчивости поверхност-
ного слоя при относительно вязкой сердцевине заготовки после
цементации подвергают закалке (850 ... 900 °С) и низкому от-
210
пуску (180 ... 200 °С). В результате такой термообработки цемен-
тируемый слой приобретает структуру высокоуглеродистого мар-
тенсита или мартенсита с карбидными включениями и небольшим
количеством остаточного аустенита. Поверхностный слой после
трехступенчатой ХТО имеет твердость НКЦ, 58 ... 62, а матрица —
НКСэ 25 ... 35.

Цементированные заготовки из легированных сталей после
закалки рекомендуется обрабатывать холодом (—40... —70 °С)
в течение 2 ч с последующим низким отпуском, в результате воз-
растает и износоустойчивость модифицированного слоя, стабили-
зируются размеры деталей. Предварительная холодная пласти-
ческая деформация интенсифицирует диффузионные процессы и
позволяет достигнуть более высоких значений концентрации С
в диффузионной зоне. Максимальный эффект упрочнения соот-
ветствует степени деформации, равной 25 %.

Цементации подвергают контактные рабочие поверхности ше-
стерен, валов, пальцев поршней, клапанов, кулачковых шайб и
других деталей. Степень упрочнения зависит от марки стали, со-
держания углерода в цементированном слое, глубины цементиро-
ванного слоя, прочности, вязкости, и твердости матрицы.

Для обеспечения наибольшей эффективности упрочнения де-
талей, работающих в условиях статических и динамических на-
грузок, содержание углерода в поверхностном слое рекомендуется
поддерживать на уровне 0,8 ... 1,05 %. Глубину цементирован-
ного слоя для сталей, содержащих 0,27 ... 0,34 % С, задают в пре-
делах 500 ... 700 мкм, а для сталей с концентрациями 0,17 ...
0,24 % С —1,0 ... 1,25 мм соответственно. Сопротивление уста-
лости деталей без концентраторов напряжений при малой глу-
бине диффузионного насыщения зависит от прочности сердце-
вины деталей, а при большой глубине определяется прочностью
цементированного слоя. В последнем случае рекомендуется тол-
щину упрочненной зоны Л доводить до ^0,2Д, где Д —радиус
детали. При меньших значениях Л сопротивление усталости по-
вышается с увеличением прочности сердцевины. Для деталей
с концентраторами напряжений глубина цементированного слоя
должна быть очень маленькой: Л = (0,01 ... 0,02) Д (чем больше
коэффициент концентрации напряжений, тем меньше оптимальная
глубина упрочнения).

Цементацию разделяют на газовую, жидкую и твердую {30].
Жидкая цементация представляет собой процесс диффузионного
насыщения поверхностного слоя материала углеродом из жидкой
среды и осуществляется в расплаве солей с добавкой карбида
кремния (например, 75 ... 85 % №2СО3, 10 ... 15 % №С1, 5 ...
10 % 31С). Карбид кремния реагирует с содой с образованием сво-
бодного углерода, который диффундирует в материал. Процесс
насыщения проводится при 815 ... 850 °С (в зависимости от со-
става стали) и применяется в основном для упрочнения сталей на
малые глубины (до 200 мкм).
Под твердой цементацией понимают диффузионное насыщение
поверхностного слоя материала углеродом из твердой среды.
Такой процесс можно осуществить посредством высокотемпера-
турного вакуумного отжига заготовок, находящихся в контей-
нере вместе с порошком углерода. Однако скорость диффузионных
процессов в таких системах на несколько порядков ниже, чем при
газовой и жидкой цементации. К твердой цементации относят
также процесс диффузионного насыщения, реализуемый в кон-
тейнере при совместной загрузке обрабатываемых заготовок и
карбюризатора (вещество, содержащее углерод и активатор —
углекислые соли Ва, №, К). Контейнер помещают в печь, нагре-
тую до 950 °С. Насыщение проводят в вакууме или на воздухе
(в последнем случае контейнер изолируют от внешней среды с по-
мощью огнеупорной обмазки). В результате разложения актива-
тора выделяется СО2, который вступает в реакцию с углеродом:

(СО2) + [С]	2(СО).	(5.18)

СО диффундирует к насыщаемой поверхности, адсорбируется на
ней и вследствие смещения термодинамического равновесия (ак-
тивности углерода в газовой и твердых фазах отличаются) реак-
ция (5.18) начинает протекать в обратную сторону. Из сравнения
реакций (5.16), (5.18) следует, что описанный выше процесс пред-
ставляет собой диффузионное насыщение материала углеродом из
газовой фазы и является разновидностью газовой, а не твердой
цементации. По физико-химическим особенностям газовая цемен-
тация с использованием карбюризаторов может быть отнесена
к одному из способов химического осаждения из газовой фазы,
например, способу ХТР. Химическую реакцию (реакцию Бу-
дуара) (5.18) часто используют для получения чистого гра-
фита.

Цианированием называется одновременное насыщение поверх-
ностного слоя стальных деталей азотом и углеродом. По аналогии
с цементацией цианирование подразделяют на жидкое и газовое,
газовое цианирование называют нитроцементацией.

Жидкое цианирование, обеспечивающее высокую производи-
тельность, наиболее часто используют для обработки сталей. Его
проводят в расплавленных цианистых солях, являющихся по-
ставщиками активных атомов углерода и азота, например №(СЫ)
или' Са(СЫ)2.

Нитроцементация осуществляется следующим образом: в кон-
тейнер загружается карбюризатор, в состав которого входят циа-
нистые и углекислые соли (например, 30 ... 40 % /С4Ре(СМ)в,
10 % №2СО8 и древесный уголь), которые при нагревании раз-
лагаются с выделением СО2 и азота. Процесс насыщения может
лимитироваться кинетикой химических реакций, доставкой СО2
и азота к поверхности детали или диффузией С и Ы в матрицу,
поэтому производительность такого способа невысока.
Обработку заготовок производят в среде науглероживающих
и азотирующих газов (например, аммиак 2 ... 6 % с пропаном или
светильным газом).

Основными характеристиками физико-химического состояния
упрочненного при цианировании поверхностного слоя являются
твердость, толщина, а также зафиксированные значения концен-
траций углерода и азота. На эти характеристики особое влияние
оказывает температура процесса (при повышении температуры
содержание углерода в поверхностном слое растет, а при ее сни-
жении — увеличивается концентрация азота). Так как цианирова-
ние является по сути дела суперпозицией цементации и азотиро-
вания, то можно сказать, что при высокой температуре процесс
больше приближается к цементации, а при низкой —к азотиро-
ванию, поэтому цианирование разделяют на высокотемператур-
ное (800 ... 950 °С) и низкотемпературное (500 ... 600 °С). Послед-
нему подвергают режущий инструмент из быстрорежущей стали
(фрезы, метчики, сверла, зенкеры), а также углеродистые стали.
Сущность процесса цианирования углеродистых сталей состоит
в насыщении стали азотом и углеродом , которое осуществляется
в цианистых солях (40 % КСЦ + 60 % №СЫ) при пропускании
сухого воздуха. В результате такой обработки, которая реали-
зуется при 570 °С в течение 0,5 ... 3 ч, на поверхности детали фор-
мируется тонкий (10 ... 15 мкм) карбонитридный слой Ре3(СМ),
менее хрупкий, чем чистые карбиды и нитриды (Ре3С и Ре3М) и
в то же время обладающий хорошим сопротивлением износу.
Между этим слоем и матрицей образуется подслой азотистого
твердого феррита (на легированных сталях твердость достигает
600 ... 1000 НУ) толщиной 200 ... 500 мкм.

Высокотемпературное цианирование применяют для обработки
простых и легированных средне- и низкоуглеродистых сталей.
Насыщение обычно проводят в расплавленных солях следующих
составов: 40 % ЦаСЫ, 40 % НаС1, 20 % №2СО3 (температура
расплава 820 ... 850 °С) или 6 % №СЦ, 80 % ВаС12, 14 % №С1
(900 ... 950 °С). Увеличение содержания цианистых солей способ-
ствует повышению концентрации С и Н в поверхностном слое.

Толщина модифицированной зоны 6 зависит от состава распла-
ва, температуры и продолжительности т процесса. Средняя
скорость высокотемпературной нитроцементации составляет 80 ...
100 мкм/ч. Для конструкционных сталей 6 = 15 ... 500 мкм,
а твердость превышает НКСЭ 58 (для быстрорежущих сталей —
10 ... 60 мкм и НКСЭ 60 ... 72 соответственно). Цианированный
слой по сравнению с цементированным обладает большей твер-
достью и более высоким сопротивлением износу и коррозии.
Цианирование в ряде случае повышает также сопротивление
усталости. Более низкая температура насыщения и меньшая
продолжительность не приводят к росту зерен, как это наблю-
дается при цементации, поэтому после цианирования заготовки
подвергают закалке в масло или в воду и низкому отпуску при
150 ... 170 °С в течение 3 ч. Для повышения износостойкости и кон-
тактной прочности в ряде случаев целесообразно после цемента-
ции или цианирования дополнительно провести деформационное
упрочнение роликами, шариками или дробеструйной обработкой.

Алитирование —• процесс поверхностного насыщения мате-
риала алюминием посредством его диффузии из внешней среды.
Применяют несколько способов алитирования, которые можно
классифицировать следующим образом: 1) насыщение из распла-
вов солей; 2) электрофоретическое нанесение насыщающих со-
ставов; 3) насыщение из паровой фазы в вакууме; 4) насыщение
из газовой фазы.

Для реализации процесса насыщения из расплавов солей
используются два способа нанесения покрытий: химическое осаж-
дение металлов из растворов и электрохимический способ.
В первом способе при обработке жаропрочных никелевых сплавов
применяют расплав тройной эвтектики, содержащей (50 % ВаС12,
36 % КС! и 14 % ЫаС1), в который засыпают порошки алюминия
и железа. Насыщающий расплав находится в металлической
ванне, снабженной мешалкой, которая вращается с частотой
100 ... 150 мин-1 (этим обеспечивается равномерное распределение
порошковой смеси в расплаве). Процесс насыщения проводится
в течение 2 ... 6 ч при 570 ... 630 °С, что позволяет достигать тол-
щины модифицированного слоя 30 ... 40 мкм с концентрацией
алюминия во внешней зоне 62... 69 %.

Электролизный вариант диффузионного насыщения реализуется
в электролитах системы ВаС12—А1Р3—КаР, загружаемых в гра-
фитовый тигель, который одновременно является анодом. Для
питания расплава используют алюмомедный сплав. Катодом
является обрабатываемая заготовка, которая погружается в рас-
плав солей при 750 ... 850 °С и выдерживается в нем 10 ... 50 мин
при плотности тока 2-10~3 ... 2-10-1 А/см2. За это время на по-
верхности заготовки формируется покрытие с шероховатостью
На — 1,6 ... 1,25 мкм и концентрацией алюминия во внешней
зоне, равной 37 ... 42 %.

Процесс насыщения заключается в следующем: 1) заготовку
погружают в специальную суспензию, содержащую алюминиевый
порошок; 2) при пропускании через суспензию постоянного элек-
трического тока на заготовке, являющейся анодом, происходит
осаждение алюминия и других элементов; 3) изменение электро-
сопротивления в результате формирования модифицированного
слоя приводит к выравниванию толщины осадка на различных
участках поверхности; 4) после получения покрытия толщиной
от 10 мкм до 3 мм заготовку подвергают диффузионному отжигу
при 1040 ... 1100 °С. Высокая скорость и равномерность осажде-
ния, точность регулирования толщины диффузионного слоя,
возможность формирования многокомпонентных систем на основе
алюминия способствуют дальнейшему развитию способа и позво-
ляют сделать заключение о его перспективности.
Насыщение из паровой фазы основано на принципах физиче-
ского метода получения покрытий и может быть реализовано при
достаточно высоких температурах обрабатываемой детали (Т >
> 1000 °С) в вакууме. Различают вакуумное насыщение А1 и Сг
(хромоалитирование) из гранул сплава А1—Сг (бесконтактный
способ) и из смеси порошков А1 и Сг (контактный способ). По-
скольку температура при насыщении из паровой фазы высока
(1100 ... 1220 °С), термический цикл процесса совмещают с за-
калкой жаропрочного сплава (если этого сделать не удается,
проводят специальную термообработку). При насыщении из па-
ровой фазы в течение 1 ... 4 ч удается сформировать диффузион-
ный слой толщиной 10 ... 100 мкм при концентрациях элементов
во внешней зоне, равных сА1 — 18 ... 25 % и сСг = 8 ... 10 %.

Наиболее часто в промышленности производят насыщение
поверхностных слоев алюминием из газовой фазы посредством
химических транспортных реакций. В качестве сырья исполь-
зуют порошковые смеси, составленные из А1 или сплавов А1
с Ре, А1 с Сг, А1 с 81 (активная составляющая), А12О3 (инертный
наполнитель) и галогенидного активатора МН4С1. При нагреве
контейнера до 500 ... 1200 °С, содержащего насыщающую смесь
и обрабатываемые заготовки, в системе протекают следующие
реакции:

[ЫН4С11	(ПН3) + (НС1);

2(ЫН3)^2(М) + 3(Н2).

Продукты разложения активатора вытесняют из контейнера
воздух и частично восстанавливают оксиды на поверхности сырья
и насыщаемого сплава. Хлористый водород взаимодействует
с А1 с образованием А1С12 и А1С1. Последние диффундируют
к насыщаемой поверхности, на которой протекают реакции, при-
водящие к образованию соответствующих алюминидов и хлорида
высшей валентности:

3 (А1С12) + «[№] = 2 (А1С13) + [№ПА1];

3(А1С1) + 2п[№ ] = (А1С13) + 2 [М1ПА1 ].

Десорбированный с поверхности подложки А1С13 возвращается
в зону сырья, замыкая цикл ХТР.

Такое описание массопереноса, предложенное на основании
результатов термодинамических расчетов Е. Г. Ивановым, ка-
чественно совпадает с данными, полученными при анализе равно-
весного состава газовой фазы в системе М2—Н2—С12—А1—1Д
[35]. Для выявления механизмов транспорта в сложных смесях
(А1—Ре и А1—81) были изучены системы А1—С1, Ре—С1, 81—С1
(рис. 5.18). Результаты расчетов позволили определить как основ-
ные транспортирующие соединения, так и транспортирующие
агенты (А1С13 и А1С12, РеС13 и РеС12, 81С14 и 81С12).

Математическое рассмотрение процесса транспортирования в от-
крытой системе (диффузионное насыщение А1, Сг, 81 и другими’
215
Рис. 5.18. Равновесный состав газовой фазы в системах:
а — Ее — С1; б — А1 —С1; о — 51 —С1

элементами из смеси порошков с активаторами) провести очень
сложно, поскольку в течение технологического цикла (2 ... 6 ч)
по мере выработки сырья неоднократно может происходить смена
лимитирующей стадии в направлении: поверхностные явления
на подложке -> абсорбция элементов покрытия -> доставка транс-
портирующих соединений в зону осаждения поверхностные
явления на сырье. 'Это подтверждается многочисленными экспери-
ментальными данными по кинетике роста алюминидных покры-
тий [96].

Свойства алитированных жаропрочных сплавов подробно опи-
саны в монографии Ю. А. Тамарина [96], поэтому приведем
только некоторые результаты наших исследований, посвященных
изучению влияния химического состава и СФС, алитированных
способом ХТР поверхностных слоев на жаростойкость обрабо-
танных деталей.

Предмётом исследований являлись алюминидные покрытия
на жаропрочных никелевых сплавах ЖС6У и ВЖЛ12У, полу-
ченные насыщением из порошковой смеси А1—Ре с галогенидным
активатором. После насыщения и диффузионного отжига на
образцах обоих сплавов было сформировано покрытие из двух
зон (рис. 5.19). Внешняя зона толщиной около 30 мкм, по данным
РСА, представляет собой фазу №А1. Средний химический состав
сплава в этой зоне, определенный методом РМА, приведен в
табл. 5.2.

Ошибка в определении концентраций Т1 и V в обоих сплавах,
а также Ре в алитированном сплаве ВЖЛ12У составляет ^0,1 %,

5.2. Состав модифицированного поверхностного слоя
после алитирования

Исходный сплав	Состав» %							
		А1	Со	Сг	Т1	. Ре		Мо
ЖС6У	57	24	6	2	0,2	6	0,3	2,5
ВЖЛ12У	56	23	9	3	1,5	0,5	0,5	6,5
Рис. 5.19. Распределение № (/) и А1 (2)
в алюминидном покрытии на сплаве
ВЖЛ12У

для остальных элементов — не
более 1 %. Содержание Мо оп-
ределялось из условия нор-
мирования концентрации.

Внутренняя зона толщиной
около 20 мкм имеет многофаз-
ную структуру. Содержание
№ и А1 в ней ниже, а Со, Сг,
Т1 и тугоплавких элементов вы-
ше, чем во внешней зоне. Внут-
ренняя зона содержит алюми-
ниды и фазы, богатые хромом
(карбиды Сг), а также туго-

Рис. 5.20. Фрагменты дифрактограмм
после испытания на жаростойкость али-
тированных сплавов: а — ЖС6У; б —
ВЖЛ12У:

1  линия оксида а — А13О3; 2 — линия
фазы К1аА1; 3 — линия фазы 1М1А1 (Ге/[а“

излучение)

плавкими элементами.

Результаты проведенных исследований подтверждают справед-
ливость механизма образования алюминидных покрытий из сме-
сей бредней активности [96]. Алюминий, поглощаемый из насы-
щающей среды, в основном, идет на образование (в результате
взаимодействия с никелем, диффундирующим из сплава) внешней
зоны покрытия. Скорость диффузии Сг, Со и тугоплавких элемен-
тов ниже, чем скорость диффузии РИ, поэтому внутренняя зона
покрытия формируется за счет ухода части никеля, а остающиеся
внейСг, Со, УМ, Мо вследствие малой растворимости в алюминидах
образуют новые фазы.

Покрытие на сплаве ЖС6У отличается от покрытия на сплаве
ВЖЛ12У значительно более высокой концентрацией АУ во вну-
тренней зоне и, как следствие, большим содержанием в ней фазы
на основе АУ. В то же время запас алюминия во внешнем слое и
во всем покрытии на обоих сплавах одинаков и равен соответ-
ственно 40 и 60 г/м2.

Особенности химического состава и СФС покрытий обуслов-
лены различием элементного состава сплавов ЖС6У и ВЖЛ12У,
а также порошковых смесей Ре—А1, используемых при алитиро-
вании.
По данным рентгенографического исследования жаростойкость
(при 1000 °С в течение 300 ч на воздухе) алитированного сплава
ВЖЛ12У (рис. 5.20) выше, чём алитированного сплава ЖС6У.
Высокотемпературное окисление приводит к образованию в по-
верхностном слое покрытия на сплаве ЖС6У фаз М13А1, а-А12О3
и в небольшом количестве М1А12О4. В поверхностном слое покры-
тия на сплаве ВЖЛ12У, кроме указанных фаз, обнаружен также
оксид ТЮ2.

По данным металлографического исследования и РМА окисле-
ние вдоль поверхности образцов идет неравномерно. После 300 ч
выдержки при 1000 °С оксиды проникают в алитированный сплав
ЖС6У на глубину до 3 мкм, в алитированный сплав ВЖЛ12У —
на глубину до 10 мкм. Оксидная пленка на сплаве ЖС6У содер-
жит А1, Ж Ре, Со, Сг, а на сплаве ВЖЛ12У — А1, Ж Со, Т1,
Сг. Содержание А1 в фазе М1А1 в обоих сплавах после испытания
около 20 %, что близко к минимальной концентрации А1 в этой
фазе. Фаза М13А1 образуется непосредственно под оксидами,
а также внутри внешнего слоя. Кроме того, слой данной фазы
«растет» непосредственно за слоем М1А1.

Более низкая жаростойкость алитированного сплава ВЖЛ12У
обусловлена образованием фазы Т1О2, рост которой разрушает
защитный слой из оксида а-А12О3. Кроме того, повышенное со-
держание во внутренней зоне покрытия на сплаве ЖС6У фазы
на основе IV препятствует диффузии А1 в защищаемый сплав, что
повышает жаростойкость алитированных образцов.

Посредством химико-термической обработки, в частности с по-
мощью диффузионного насыщения, с успехом осуществляют бори-
рование, силицирование, титанирование, хромирование и т. д.
поверхностных слоев материалов, что позволяет качественно из-
менять эксплуатационные свойства деталей машин. Модифициро-
ванные в результате ХТО поверхностные слои называют диффу-
зионными покрытиями [51, 96]. Такое заключение вполне обос-
нованно, поскольку в результате насыщения, реализуемого обычно
методами нанесения покрытий, образуется поверхностный слой,
характеризующийся всеми отличительными признаками покрытий
(качественное и количественное изменение химического состава
СФС, наличие границы раздела, объемные изменения и т. д.).

5.9.	ЛАЗЕРНАЯ ОБРАБОТКА

Интенсивное развитие лазерной технологии обусловлено ши-
рокими возможностями обработки металлов с помощью пучков
лазерного излучения и совершенным оборудованием.

В зависимости от агрегатного состояния активной среды раз-
личают твердотельные и газовые лазеры. Лазеры подразделяют
также на импульсные и непрерывного действия. Для технологиче-
ских целей важны следующие параметры лазерного излучения:
монохроматичность и когерентность; интенсивность, измеряемая
плотностью тока в непрерывном режиме д или энергией Е импульса
218
в импульсном режиме; длина волны; угловая расходимость (обычно
0,01 ... 0,1°); время т воздействия на металл. Значение т в им-
пульсном режиме порядка 10-9 ... 10 с, в непрерывном режиме
т « Пп/оск, где Пп — диаметр пучка на образце; цск — скорость
сканирования пучка по образцу.

В зависимости от параметров <7 и т лазерную обработку (ЛО)
используют для различных целей. Ниже рассмотрим применение
лазеров для обработки поверхностного слоя металлических ма-
териалов. О других областях использования ЛО можщо узнать
из работ [17, 92].

Взаимодействие лазерного излучения с поверхностным слоем
металла сводится, прежде всего, к его разогреву вплоть до рас-
плавления и испарения. Но по сравнению с традиционными
методами термической и химико-термической обработок лазерная
обработка имеет ряд преимуществ, а именно, возможность ло-
кальной обработки заданных участков поверхности заготовки
и достижение очень высоких скоростей нагрева и охлаждения
(~104 К/с и выше). Это позволяет получать при затвердевании
металла различные метастабильные структуры, включая и аморф-
ную.

Теплофизика ЛО рассмотрена в работах [16, 92], а вопросы,
посвященные исследованию влияния ЛО на физико-химическое
состояние поверхностного слоя металлов и сплавов и их эксплуа-
тационные свойства, освещаются в обзорах [57, ПО].

ЛО без оплавления целесообразно применять для изменения
СФС поверхностного слоя металла, в котором протекают фазовые
превращения в твердом состоянии. Такую обработку в основном
используют для упрочнения поверхностного слоя. Упрочнение
достигается в результате формирования структуры с высокой
концентрацией дефектов кристаллического строения (например,
мартенсита в сталях).

Известны многочисленные работы по поверхностному упрочне-
нию углеродистых сталей и чугунов путем ЛО. Лазерная закалка
технически чистого железа и углеродистых сталей по сравнению
с обычной позволяет получить более твердый поверхностный слой
и, как следствие, повысить износостойкость материала [115].
Это обусловлено более высокой скоростью охлаждения при ЛО,
чем при обычной закалке. После ЛО углеродистых сталей без
оплавления повышается их сопротивление усталости (на 70 ...
80 % по сравнению с обычной закалкой), однако ударная вязкость
при этом снижается, особенно у высокоуглеродистых сталей [115].

Глубина термоупрочненного при ЛО слоя обычно имеет поря-
док 102 ... 10® мкм. В закаленных мартенситных сталях под упроч-
ненным слоем располагается разупрочненный. Поскольку при
ЛО максимальная температура разогрева наружного слоя на-
много выше температуры внутреннего слоя, то упрочнение на-
ружного слоя есть результат закалки, а разупрочнение внутрен-
него слоя является следствием отпуска стали.
ЛО без оплавления не изменяет шероховатости поверхности и
практически не меняет распределения легирующих компонентов
в поверхностном слое. Большие скорости нагрева и охлаждения
приводят к значительным термическим напряжениям в поверх-
ностном слое, поэтому в металле после ЛО фиксируются высокие
макронапряжения.

ЛО с оплавлением приводит к более значительным изменениям
физико-химического состояния поверхностного слоя металла. На
поверхности материала возникает область расплава, глубина
которой зависит от интенсивности и длительности воздействия
лазером и может достигать величины порядка 103 мкм. Под зоной
расплава находится зона термического влияния, в которой ме-
талл во время ЛО находится в твердом состоянии.

Если металлу не свойственны фазовые превращения в твердом
состоянии, то после ЛО с оплавлением обычно наблюдается из-
мельчение зерен и рост плотности дефектов решетки, что обуслов-
лено соответственно высокой скоростью охлаждения и действием
больших термических напряжений при ЛО. После ЛО моно-
кристаллических образцов на их поверхности формируется поли-
кристаллический слой.

При высоких скоростях охлаждения кристаллизация 1 про-
исходит в неравновесных условиях. В сталях и титановых спла-
вах при ЛО протекают мартенситные превращения, ведущие
к формированию высокодисперсных и искаженных структур
[124 ]. После ЛО с оплавлением малоуглеродистая сталь, имеющая
в объеме ферритоперлитную структуру, в наружном слое тол-
щиной 10 мкм имела мартенситную структуру, а под ним распо-
лагалась зона термического влияния толщиной до 100 мкм с -пе-
реходной структурой. При этом наблюдался рост не только микро-
твердости, но и предела выносливости стали (приблизительно
на 30 °/о) [124].

В ряде случаев высокие скорости охлаждения при ЛО с оплав-
лением позволяют получить материалы с аморфной структурой
в поверхностном слое (некоторые сплавы на основе Ре, А1, Си).
ЛО позволила аморфизировать поверхностный слой заготовок
из жаропрочных сплавов на основе Ре и Со, в результате чего
резко повысилась их коррозионная стойкость. Однако большин-
ство сплавов с помощью ЛО пока еще не удается перевести в аморф-
ное состояние, поэтому предлагается первоначально на поверх-
ность заготовок наносить покрытия, которые легко аморфизи-
руются, а затем уже проводить ЛО.

Скорость охлаждения при ЛО необходимо подобрать такую,
при которой можно добиться измельчения первичных карбидов
в инструментальных сталях или подавить образование вредных
выделений карбидной фазы по границам зерен в коррозионно-
стойких сталях. В результате этого резко снижается склонность
данной стали к межкристаллитной коррозии и повышается сопро-
тивление коррозионному растрескиванию под напряжением.
Оплавление тонкого поверхностного слоя при ЛО обеспечи-
вает возможность поверхностного легирования материалов через
жидкую фазу. При этом легирующий элемент наносится на по-
верхность заготовки в виде порошка, пасты и других материалов
или подается в зону обработки в газообразном состоянии. Затем
проводится оплавление, при котором поверхностный слой металла
насыщается легирующим элементом. Скорость массопереноса
легирующего элемента в жидкой фазе велика, поэтому легирова-
ние металла наблюдается практически на всю глубину проплава.
Легирование железа и сталей производят углеродом, никелем,
титаном, хромом, молибденом и другими элементами. Проведено
лазерное легирование титановых сплавов молибденом и нихромом.
Известны работы по газовому азотированию сталей и титановых
сплавов путем ЛО, при этом в зону обработки подавались в газо-
образном состоянии азот или аммиак.

Лазерное легирование позволяет во многих случаях повысить
твердость поверхностного слоя металла и его коррозионную стой-
кость, что обусловлено изменением химического состава и струк-
турно-фазового состояния материала в поверхностном слое.

ЛО присущи и некоторые недостатки. Так, например, при
ЛО с оплавлением обычно повышается шероховатость поверхности.
Высокие термические напряжения могут привести к деформации
детали [29]. Кроме того, температура поверхностного слоя ме-
талла в центре лазерного пучка значительно выше, чем на пери-
ферии (при ЛО стали в центре зоны обработки температура разо-
грева может быть выше температуры ЛС1, на периферии — ниже),
поэтому в центральной зоне при ЛО произойдет закалка, а на
периферии — лишь отпуск стали. Вследствие неоднородности
распределения температуры при сканировании пучка по поверх-
ности заготовки также будет наблюдаться неоднородность струк-
турно-фазового состояния по поверхности и, как следствие, не-
равномерность упрочнения и неравномерность распределения
остаточных напряжений. Поэтому при ЛО важной проблемой
является выбор параметров обработки. Это зависит от цели об-
работки, физико-химического состояния материала, его тепло-
физических характеристик. В заключение отметим, что внедрение
ЛО на промышленных предприятиях (в основном пока для повы-
шения стойкости режущего и штампового инструмента) дает зна-
чительный экономический эффект [13, ПО].

5.10.	ИОННОЕ ЛЕГИРОВАНИЕ

Ионное легирование * представляет собой процесс внедрения
(имплантации) легирующего элемента в поверхностный слой
детали в результате ее бомбардировки высокоэнергетичёскими
ионами. Ионное легирование широко применяют в промышлен-

* В литературе ионное легирование называют также ионной имплантацией.
ности для легирования полупроводниковых материалов. В настоя-
щее время ведутся исследования по разработке и внедрению тех-
нологии ионного легирования деталей из металлов, керамики,
пластмасс [40, 41 ].

Взаимодействие имплантируемого иона * с частицами твердого
вещества (электронами, ионами, атомами) приводит к постепен-
ному снижению его кинетической энергии, т. е. к торможению.
Пробег иона (пройденный путь) в твердом теле зависит от его
начальной энергии Ег и массы, а также от характеристик мате-
риала обрабатываемой заготовки. Основы теории пробегов изло-
жены в работах [1, 40].

Взаимодействие имплантируемых ионов с частицами твердого
тела носит статистический характер, поэтому распределение ле-
гирующего элемента по глубине описывается непрерывной функ-
цией Р (Ег, К), где Р — плотность вероятности того, что ион
с энергией Ег остановится после прохождения пути Р. Во многих
случаях средний пробег ионов в материалах с аморфной или по-
ликристаллической мелкозернистой структурой можно оценить
по формуле

•р 13Й! 1 + м2/мг
к ~ Р 22/3

(5.19)

где Мъ — массовое число и атомный номер иона; и р —
массовое число атомов и плотность материала мишени; Р — про-
бег, нм.

Для практических целей важно определить величину проек-
ции пробега на направление первоначального движения иона
(проекционный пробег Рр). Отношение Р к Рр описывается
уравнением:

Х =	-	(5.20)

Ир

где Ь — параметр, зависящий от Ег и Р (в первом приближении
можно считать Ь = 1/3). Значение Рр обычно невелико. При
Ег ~ 1 МэВ величина Рр ж 1 мкм.

Распределение ионов по глубине также характеризуется сред-
ним квадратическим' разбросом пробега Д^р ж кРр, где к =
— сопзЪ

В первом приближении распределение внедренных в твердое
тело ионов по глубине (концентрационный профиль) можно опи-
сать функцией Гаусса

ЛГ(Й) = —Д-----ехр ( —),	(5.21)

* Использование термина «ион» в данном случае достаточно условно, по-
скольку проникающие в твердое тело частицы быстро становятся нейтральными.
где Д — доза облучения, т. е. количество имплантированных
ионов на единицу площади поверхности. Максимум распределе-
ния (5.21)

соответствует величине /?р, а значение М (Л) снижается в 10 раз
по сравнению с Мтах на глубинах Л = /?р ± А/?р.

Отметим, что при выводе выражений (5.19)—(5.21) не учиты-
вались диффузия атомов, а также распыление материала мишени
при облучении.

Распределение концентраций имплантированного элемента за-
висит прежде всего от структуры материала обрабатываемой за-
готовки (аморфной, поликристаллической, монокристаллической)
(рис. 5.21). В реЩетке кристалла существуют такие направления,
вдоль которых атомы отсутствуют, т. е. наблюдаются «каналы»,
ограниченные параллельными цепочками атомов (см. рис. 1.1).
Рассеяние и торможение ионов при движении вдоль этих каналов
незначительно, поэтому имплантируемые элементы проникают
в твердое тело на глубину /?шах, большую, чем /?р (см. рис. 5.21).
Этот процесс называется каналированием ионов. Максимальный
пробег /?тах примерно на порядок превышает величину /?р. Для
реализации эффекта каналирования угол между направлением
падения ионов и осью канала должен быть меньше критического фкр.
Обычно величины фкр лежат в пределах 3 ... 6°. Отметим, что
пробег ионов в монокристаллах снижается с повышением темпе-
ратуры и дозы облучения.

Ионное легирование приводит к увеличению концентрации
дефектов (межузельных атомов и др.) в поверхностном слое облу-
чаемого материала. Возникающие при этом дефекты решетки
принято называть радиационными. В процессе ионного легирова-
ния в металле может протекать радиационно-стимулируемая
диффузия, основной причиной которой является увеличение
концентрации вакансий п0, причем значение предэкспоненциаль-
ного множителя в выражениях для коэффициента диффузии
пропорционально п0. Явление
и последующем низкотемпера-
турном отжиге можно исполь-
зовать для увеличения толщины
легированного слоя [1 ].

При больших дозах облуче-
ния наблюдается аморфизация
материала в поверхностном
слое заготовки, что обуслов-
лено высокой концентрацией
радиационных дефектов.

Ионное легирование сопро-
вождается распылением мате-

ускоренной диффузии при ИЛ

Рис. 5.21. Распределение концентрации
имплантированного элемента:

/ — для аморфного и поликристалличе-
ского материалов; 2 — для монокристалла
риала мишени. Это приводит к изменению распределения импланти-
рованного элемента по глубине по сравнению с концентрационным
профилем, описываемым'выражением (5.21). С ростом дозы облу-
чения максимум концентрации смещается в сторону поверхности
заготовки. Распыление вызывает изменение топографии (рельефа)
поверхности обрабатываемой заготовки в основном за счет страв-
ливания вершин микровыступов.' В ряде случаев после ионного
легирования наблюдается заметное снижение шероховатости.

Ионная бомбардировка, так же- как и облучение электронами,
приводит к нагреву металла. Температура нагрева зависит от
плотности ионного тока, энергии'ионов и теплофизических харак-
теристик материала мишени. Нагрев поверхностного слоя детали
можно использовать для увеличения толщины легированного слоя.

Ионно-лучевая обработка в ряде случаев сопровождается «рас-
пуханием» материала вследствие образования вакансионных мик-
ропор или газовых пузырьков. Последнее наблюдается при имплан-
тации ионов Не, Аг, Хе и других газов.

Преимущество ионного легирования в том, что процесс дает
возможность получать метастабильные фазы и пересыщенные
твердые растворы, которые не удается получить при других
методах обработки поверхностного слоя заготовки.

Ионно-лучевая установка для ионного легирования (рис. 5.22)
содержит источник ионов 5, систему вытягивания 6, включающую
магнит 1, анод 2 и катод-нить накала 4, сепаратор 7, линейный
ускоритель 10, систему электростатического отклонения ионного
пучка 9 и приемную камеру 8. Ионное легирование проводят
в высоком вакууме.
Источники ионов отличаются режимом работы (стационарным
или импульсным), состоянием (газообразным, жидким или твер-
дым) ионизируемого рабочего вещества, плотностью тока и энер-
гией ионов на выходе из источника. В установке предусмотрен
ввод в камеру источника ионов 5 с помощью вентиля 3 газообраз-
ного рабочего вещества. Испускаемые нитью накала 4 электроны,
взаимодействуя с атомами газа, ионизируют их. Вытягиваемый
из источника 5 поток ионов обычно неоднороден по составу.
Магнитный масс-сепаратор 7 позволяет выделить ионы с опре-
деленной массой и зарядом, после чего «очищенный» пучок уско-
ряется до заданной энергии и фокусируется. С помощью системы .9
можно осуществлять сканирование пучка ионов по поверхности
обрабатываемой заготовки, расположенной в приемной камере 8.

Достоинствами ионно-лучевой обработки являются 1) универ-
сальность (в зависимости от величины энергии ионов можно
проводить легирование металла, очистку его поверхности от
загрязнений, распыление тонких слоев основного материала,
осаждение покрытий из ионных пучков); 2) возможность леги-
рования любыми химическими элементами; 3) локальность об-
работки (с использованием защитных масок или узких ионных
пучков); 4) высокая химическая чистота; 5) возможность полной
автоматизации.

Ионное легирование позволяет улучшить следующие эксплуа-
тационные свойства: сопротивление химической и электрохимиче-
ской коррозии, усталостную прочность, износостойкость, радиа-
ционную стойкость [40, 741.

Совместно с сотрудниками ИАЭ им. И. В. Курчатова прове-
дено исследование влияния ионного легирования на физико-хими-
ческое состояние и эксплуатационные свойства жаропрочного
сплава ХН77ТЮ.*

Образцы для исследования изготовлялись из прутка. После
окончательной механической обработки они подвергались вибро-
абразивному полированию. Шероховатость поверхности образцов
до ионного легирования Да = 0,50 ... 0,66 мкм. Ионное легирова-
ние осуществлялось на установке ИЛУ-4 одним элементом (Ы,
Хе, Мо, Ые, Аг) или несколькими элементами (Мо + С, Мо + Сг,
А1 + У). Режим ионного легирования для большинства образцов
был следующий: энергия ионов Е = 40 кэВ, плотность ионного
тока / = 10 ... 20 мкА/см2, доза облучения Д = 5-10м ...
1017 ион/см2.

Химический состав и толщина легированного слоя определя-
лись методом ЭОС. Результаты исследования показывают, что
ИЛ по принятым режимам обеспечивает в зависимости от атомной
массы импланированного элемента легирование на глубину от

* В работе принимали участие д-р ф.-м. наукМ. И. Гусева, инж. Б. Г. Вла-
димиров, А. И. Геращенко, Ю. А. Никольский, К. М. Пастухов, В. И. Степан-
чиков, А. Э. Стрыгин, В. В. Шорин.
Лил ~ 0,01 мкм (для тяжелых ионов Мо, У) до Лил ~ 1 мкм
(для легких ионов К). Максимальная концентрация внед-
ренных атомов составляет при этом от 4 % (для Ы) до 30 %
(для Мо).

Микротвердость поверхностного слоя образцов, измеренная
на приборе ПМТ-З с нагрузкой 0,1 Н, возрастает после ионного
легирования на 15 ... 30 %. Толщина слоя с повышенной микро-
твердостью, определенная с помощью измерения вдоль поверх-
ности косых шлифов с углом наклона 30' (при нагрузке 0,05 Н),
соизмерима по величине с Лил- Ионное легирование приводит
к изменению фотостимулированной эмиссии экзоэлектронов с по-
верхности образцов. Отметим, что в отличие от большинства
сталей, сплав ХН77ТЮ обладает более высокой структурной
стабильностью при тепловом воздействии.

Испытания на усталость проводили в воздушной среде на
магнитострикционном стенде с частотой нагружения 3200 Гц
при температуре нагрева образцов 700 °С. Анализ результатов
испытаний показал, что в ряде случаев ионное легирование
позволяет повысить сопротивление усталости. Циклическая дол-
говечность образцов после легирования азотом, ксеноном или
молибденом с углеродом возросла на порядок (по сравнению
с исходным состоянием).

Ионная имплантация азота и углерода в стали, а также в тита-
новые сплавы приводит к повышению их сопротивления усталости
при комнатной температуре [40, 1101. Предполагается, что ионно-
легированный слой затрудняет рост трещины в направлении
поверхности образца, что может быть обусловлено изменением
фазового состава материала, в частности, выделением дисперсных
карбидов йли нитридов.

Испытания на длительную прочность проводили в воздушной
среде при 700 °С с растягивающим напряжением о = 440 МПа.
Установлено, что ИЛ азотом и ксеноном заметно повышает дол-
говечность, однако практически не меняет характеристики пластич-
ности (б, ф) образцов. Время до разрушения тр сплава в исходном
состоянии составляло 44 ± 12 ч, а после ионного легирования
азотом и ксеноном соответственно 82 ± 8 и 76 ± 18 ч. Ионная
имплантация алюминия и алюминия с иттрием практически не
оказывала влияния на механические свойства сплава.

Кратковременная прочность образцов при 20 и 700 °С после
ионного легирования не изменялась.

Жаростойкость сплава до и после имплантации определялась
весовым методом по увеличению массы образцов (ГОСТ 6130—71)
после выдержки на воздухе при 800 °С в течение 40 и 100 ч. Для
количественной оценки жаростойкости рассчитывалась величина

г-4Ё«‘=4-Ётг-	<5-22’

1=1	1=1
где Дтг — увеличение массы 1-го образца; п — число образцов
в серии; — площадь его поверхности.

Результаты исследования показали, что ионное легирование
азотом приводит к росту жаростойкости сплава: после 100 ч
испытания значение ^100 снизилось от 0,340 ± 0,019 до 0,286 ±
± 0,027 мг/см2. Легирование молибденом с углеродом ухудшает
жаростойкость ^100 = 0,392 ± 0,021 мг/см2, в остальных слу-
чаях жаростойкость практически не изменилась.

Отметим, что с помощью ионного легирования можно улучшить
жаростойкость титана, никеля, меди и коррозионно-стойких ста-
лей [40, 1101.

Таким образом, ионное легирование является перспективным
способом обработки деталей, позволяющим повышать их эксплу-
атационные свойства.

5.11.	ОПТИМИЗАЦИЯ МЕТОДОВ И РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ
ДЕТАЛЕЙ МАШИН

Опыт эксплуатации различных машин показал, что работо-
способность детали, узла и машины в целом существенно зависят
от поверхностного слоя детали.

В зависимости от условий эксплуатации (нагрузки, темпера-
туры нагрева, среды и продолжительности воздействия) задаются
различные требования к поверхностному слою деталей. Напри-
мер: шероховатость поверхности независимо от температуры на-
грева и продолжительности работы лопатки Да < 0,63 мкм,
направление рисок вдоль пера, отсутствие глубоких рисок,
особенно в зоне максимальных напряжений; минимальные де-
формационные изменения, задаваемые такими параметрами, как
степень наклепа, размеры блоков, микродеформация и др.; высо-
кая жаропрочность и жаростойкость поверхностного слоя пера
лопатки.

Выбор конкретных значений тех или иных параметров поверх-
ностного слоя детали для заданных условий эксплуатации про-
изводится обычно на основе экспериментальных исследо-
ваний.

Для выбора параметров, характеризующих физическое и
напряженное состояния поверхностного слоя, пока имеются лишь
отдельные рекомендации для конкретных деталей машин и ре-
комендации отдельных исследований. Влияние изменений фазо-
вого и химического составов поверхностного слоя на эксплуата-
ционные свойства детали пока не учитывается. Исследования
в этом направлении лишь только развертываются. Все это затруд-
няет назначение научно обоснованных требований к поверхност-
ному слою деталей машин. Одной из ближайших задач в этом
направлении является разработка отраслевых рекомендаций и
стандартов по нормированию параметров физико-химического
состояния поверхностного слоя деталей.
Анализ и обобщение имеющихся исследований позволяет дать
следующие рекомендации по выбору методов технологического
обеспечения заданных эксплуатационных свойств детали.

Выбор способов электрохимической обработки, а также режимов
резания лезвийным и абразивным инструментом. По заданным
условиям эксплуатации, основным эксплуатационным свойствам
и параметрам поверхностного слоя детали и взаимосвязи их
с параметрами режимов различных методов обработки и физико-
химическим факторам этих методов (силовые, тепловые, химиче-
ские и др.), назначают способы и режимы обработки поверхности
заготовки.

Если деталь высоконагруженная, работает в условиях высоких
температур нагрева и в агрессивной среде, то деформация поверх-
ностного слоя и его напряженность должны быть минимальными
(шероховатость поверхности — 0,63 ... 0,16 мкм). Исходя из
этих требований, необходимо выбрать соответствующие методы
и режимы обработки, а также их последовательность. Наиболее
целесообразно для таких деталей применить ЭХО с последующим
механическим полированием для снятия следов растравливания
по границам зерен на поверхности детали. Деформационные изме-
нения в поверхностном слое при выбранной обработке будут не-
значительны.

Если этот технологический вариант невозможно реализовать,
обрабатывать заготовки следует обычными методами резания
лезвийным или абразивным инструментом, предусмотрев терми-
ческую обработку окончательно готовой детали в вакууме или
нейтральной среде для снятия деформационного упрочнения по-
верхностного слоя или хотя бы для снятия остаточных макро-
напряжений и частичного снятия наклепа.

Для удаления наиболее деформированной части поверхност-
ного слоя (толщиной 0,03 ... 0,05 мм), а также и уменьшения
макронапряжений можно применять электрополирование. Для
повышения жаропрочности, жаростойкости и сопротивления кор-
розии целесообразно применять соответствующие защитные по-
крытия.

Окончательная обработка резанием поверхностей деталей, ра-
ботающих на трение и износ, должна обеспечивать прежде всего
оптимальные значения параметров шероховатости поверхности.
Для существенного повышения твердости поверхностного слоя
детали лучше использовать термическую и химико-термическую
обработку, нанесение износостойких покрытий, а не деформацион-
ное упрочнение поверхностного слоя. Если же трущаяся пара
работает и в агрессивной среде, то деформационное упрочнение
поверхностного слоя трущихся поверхностей должно быть ми-
нимальным.

Сопротивление усталости. Выбор методов повышения сопротив-
ления усталости зависит в основном от температуры нагрева и
среды, в которой работает деталь. При температуре нагрева до
228
250 °С и наличии воздушной среды сопротивление усталости кон-
струкционных материалов (сталей, сплавов) можно повысить
прежде всего снижением шероховатости поверхности, применением
деформационного упрочнения поверхностного слоя и химико-
термической обработкой (цементацией, азотированием, нитро-
цементацией и др.).

Повышения сопротивления коррозионной усталости деталей
при работе в условиях высокой температуры нагрева и агрессив-
ной среды можно достичь снижением шероховатости поверхности,
уменьшением деформации поверхностного слоя (степень наклепа
до 2 %), нанесением защитных покрытий.

Контактная выносливость рабочих поверхностей деталей (вы-
сокое сопротивление образованию микротрещин, оспин, шелуше-
нию) повышается методами обработки рабочих поверхностей,
создающих однородную структуру в поверхностном слое, а также
применением смазочных материалов со специальными покрытиями.

Износостойкость. Основными методами уменьшения износа
схватыванием при малых скоростях скольжения трущихся по-
верхностей, больших давлениях (Превышающих предел текучести
на участках фактического контакта) в условиях граничного тре-
ния и высоких температур являются: подбор металлов для пар
трения, несклонных к взаимному схватыванию и способных
к образованию устойчивых прочных защитных пленок вторичных
структур; создание защитных пленок травлением в растворах
кислот и щелочей, фосфатизацией, сульфидированием, а также
образованием вторичных структур вследствие диффузии кислорода
и углерода в поверхностный слой в процессе их пластического де-
формирования; повышение твердости трущихся поверхностей за-
калкой, химико-термической обработкой, нанесением износо-
стойких покрытий, деформационным упрочнением.

Если' процесс схватывания возникает и развивается при боль-
ших скоростях скольжения трущихся поверхностей, повышенных
давлениях, что обусловливает значительное увеличение темпе-
ратуры в поверхностных слоях пары трения, для повышения
износостойкости рекомендуется: увеличивать теплоустойчивость
металлов пар трения легированием их редкими металлами в со-
четании со специальной термообработкой; снижать трение при-
менением специальных смазочных материалов и различных при-
садок к ним (химически и физически активных веществ и т. п.);
уменьшить температуру трущихся поверхностных слоев.

Коррозионная стойкость. Выбор метода защиты поверхност-
ного слоя деталей от окисления и коррозионного разрушения
зависит от материала детали и условий эксплуатации (темпера-
туры нагрева, механического нагружения и продолжительности
их воздействия, а также от окружающей среды).

Для дёталей из коррозионно-стойких конструкционных мате-
риалов, работающих без защитных покрытий в воздушной или
агрессивной среде, независимо от температуры нагрева необхо-
димо обеспечивать исходную шероховатость поверхности Р.а —
— 0,63 ... 0,16 мкм и степень деформации поверхностного слоя
тем меньшую, чем агрессивнее среда и выше температура нагрева.

Образование на поверхности детали защитных покрытий —
наиболее эффективное направление повышения сопротивления
коррозии. Защитные покрытия изолируют поверхность материала
детали от окружающей среды, препятствуют проникновению к ней
агрессивной среды и тем самым предохраняют материал от кор-
розии и разрушения.

Изучение возможностей технологических методов обеспечения
оптимальных параметров поверхностного слоя деталей показывает,
что в зависимости от используемых методов обработки можно
изготовлять детали машин с требуемыми физико-химическими
свойствами поверхностного слоя: прочностью, твердостью, пла-
стичностью, величиной и характером распределения остаточных
напряжений, износостойкостью, сопротивлением коррозии, эро-
зии, кавитации и др.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1.	Аброян И. А., Андропов А. И., Титов А. И. Физические основы элек-
тронной и ионной технологии. М.: Высшая школа, 1984. 320 с.

2.	Агеев В. Н. Адсорбционно-десорбционные процессы на поверхности
твердого телаУУПоверхность. 1984. № 3. С. 5—26.

3.	Александров А. Я-> Ахметзянов М. X. Поляризационно-оптические ме-
тоды механики деформируемого тела. М.: Наука, 1973. 576 с.

4.	Алехин В. П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев
материалов. М.: Наука, 1983. 280 с.

5.	Аппаратура плазменной технологии высоких энергий — «холодные» си-
стемы для генерации плазм проводящих твердых веществ/ Б. И. Барабанов,
И. Г. Блинов, А. М. Дородное и др.//ФХОМ. 1978. № 1. С. 44—51.

6.	Аршавский Б. С., Бокштейн Б. С., Никольский А. И. Термодинамика по-
верхностных твердых растворов с неограниченной растворимостью/УПоверхность.
1982. № 11. С. 28—36.

7.	Бабей Ю. И., Сопронюк И. Г. Защита сталей от коррозионно-механиче-
ского разрушения. Киев: Техника, 1981. 125 с.

8.	Батурианская Н. Л., Кальчук Н. А., Черный В. Г. Определение параме-
тров, тонкой кристаллической структуры в поверхностных, слоях материала
с помощью рентгеновского дифрактометраУУЗаводская лаборатория. 1980. № 7.
С. 38—40.

9.	Белкин М. Я., Шелягин Т. И., Белкин Л. М. Дислокационные аспекты
упрочнения сталей поверхностным пластическим деформированиемУУПроблемы
прочности. 1981. № 11. С. 96—101.

10.	Бернер А. И., Гиммельфарб Ф. А., Тарасов В. И. Послойный рентгено-
спектральный микроанализ поверхностных слоев твердых телУУВ кн.: Рентгенов-
ская и электронная спектроскопия. ИФТТ АН СССР, 1985. С. 63—74.

11.	Берштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлур-
гия, 1977. 431 с.

12.	Бокштейн Б. С., Бокштейн С. 3., Жуховицкий А. А. Термодинамика и
кинетика диффузии в твердых телах. М.: Металлургия, 1974. 280 с.

13.	Бураков В. А., Бровер Г. И., Буракова Н. М. К вопросу о теплостойкости
стали Р6М5 после лазерной обработкиУ?МиТОМ. 1982. № 9. С. 33—-36.

14.	Васильев В. С., Шорин В. В., Ягодкин Ю. Д. Структура, экзоэмиссион-
ные характеристики и усталостная прочность сплава ЭП718ИД после вальцева-
нияУВ кн.: Поверхностный слой, точность и эксплуатационные свойства деталей
машин и приборов. М.: МДНТП, 1984. С. 114—117.

15.	Васильев Д. М. Рентгенографические методы определения напряженийУУ
Заводская лаборатория. 1965. Т. 31. № 8. С. 972—978.

16.	Веденов А. А., Гладун Г. Г. Физические процессы при лазерной обработке
материалов. М.: Энергоатомиздат, 1985. 208 с.

17.	Вендик О. Г., Горик Ю. Н., Попов В. Ф. Корпускулярно-фотонная тех-
нология. М.: Высшая школа, 1984. 240 с.

18.	Владимиров В. И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Ме-
таллургия, 1984. 280 с.

19.	Влияние подготовки поверхности на качество деталей после низкотемпе-
ратурной нитроцементацииУВ. Б. Фридман, Т. В. Егоршина, Т. И. Кирпичева,
Е. Е. КесаловаУУМиТОМ. 1984. № 5. С. 30—32.
20.	Влияние способов обработки поверхностей на эмиссионные свойства спла-
вов на основе Ж и Мо/Л. Ф. Комолова, В. А. Маштанова, И. В. Разумовская
и др.//ФХОМ. 1984. № 6. С. 94—99.

21.	Гальванические покрытия в машиностроении/Справочник. в 2-х т/Под
ред. М. А. Шлутера. М.: Машиностроение. 1985. Т. 1. 1985. 240 с.

22.	Гегузин Я- Е. Физика спекания. М.: Наука, 1967. 360 с.

23.	Гиббс Дж. Термодинамика. Статистическая механика/Пер. с англ. М.:
Наука, 1982. 584 с.	.	.

24.	Грег С., Синг И. Адсорбция. Удельная поверхность/Пер. с англ. М.:
Мир, 1984. 310 с.

25.	Грихилес С. Я- Обезжиривание, травление и полирование металлов. Л.:
Машиностроение, 1983. 102 с.

26.	Данилин Б. С. Магнетронное распыление — универсальный метод по-
лучения тонкопленочных структур //Электронная техника. Сер. 6. 1983. Вып. 6
(179). С. 65—73.

27.	Данилин Б. С. Нанесение тонких пленок в производстве интегральных
схем/В кн.: Электроника (итоги науки и техники ВИНИТИ АН СССР). М.:
ВИНИТИ, 1984. Т. 16. С. 145—179.

28.	Дворянкин В. Ф., Митягин А. Ю. Дифракция медленных электронов—•
метод исследования атомной структуры поверхностей//Кристаллография. 1967.
Т. 12, № 6. С. 1112—1134.

29.	Деформация сталей при лазерной закалке/В. П. Гончаренко, И. Н. Во-
ронов, В. С. Великих, В. С. Кертанцев //МиТОМ. 1982. № 9. С. 39—41.

30.	Дубинин Г. Н., Коган Я. Д. Прогрессивные методы химико-термической
обработки, М.: Машиностроение, 1979. 184 с.

31.	Едизаветин М. А. Повышение надежности машин. М.: Машиностроение,
1973. 430 с.

32.	Жаропрочные сплавы для газовых турбин/Пер. с англ. М.: Металлургия,
1981. 480 с.

33.	Жук Н. П. Курс теории коррозии и защита металлов. М.: Металлургия,
1976. 472 с.

34.	Защита от водородного износа/Под ред. А. А. Полякова. М.: Машино-
строение, 1980. 135 с.

35.	Иванов Е. Г. Термодинамические основы алитирования/В кн.: Высоко-
температурная защита металлов. Л.: Наука, 1981. С. 20—25.

36.	Иванов Е. М., Кудинов В. В. К энергетической оценке влияния шерохо-
ватости и толщины подложки на прочность сцепления при плазменном напыле-
нии//фХОМ. 1983. № 2. С.68—74.

37.	Иванова В. С., Терентьев В. Ф. Природа усталости металлов. М.: Метал-
лургия, 1975. 455 с.

38.	Иверонова В. И., Ревкевич Г. П. Теория рассеяния рентгеновских лучей.
М.: МГУ, 1972. 246 с.

39.	Изменение износостойкости инструментальных сталей при электронном
облучении./А. Е. Брагинская, В. Н. Манин, А. В. Македонский и др.//ФХОМ.
1983. № 1. С. 8—12.

40.	Ионная имплантация/Под ред. Дж. К. Хирвонена. Пер. с англ. М.: Ме-
таллургия, 1985. 392 с.

41.	Ионная имплантация в полупроводники и другие материалы/Пер. с
англ. М.: Мир, 1980. 331 с.

42.	Использование импульсного электронного пучка для термической обра-
ботки металлов/О. А. Гусев, А. В. Лазаренко, Б. А. Иванов и др.//МиТОМ.
1984. № 9. С. 28—29.

43.	Исследование состава окисной пленки, образующейся на поверхности
хромоникелевой стали под действием импульсного нагрева/А. Г. Акимов, А. П. Га-
гарин, В. Г. Дорофеев и др.//Поверхность. 1982. № 2. С. 141 —143.

44.	Исследование состава поверхности, термоэмиссионных свойств и оптиче-
ского пропускания некоторых монокристаллов на основе 2гО2/В. И. Подгорный,
В. И. Александров, С. X. Батигов, Е. Е. Ломанова//Поверхность. 1983. № 9.
С. 60— 63.
45.	Камбалов В. С. Оценка триботехнических свойств контактирующих по-
верхностей. М.: Наука, 1983. 136 с.

46.	Кеше Г. Коррозия металлов: Физико-химические принципы и актуальные
проблемы/Пер. с нем. М.: Металлургия, 1984. 400 с.

47.	Кинетический анализ процесса переноса металлических примесей при
рафинировании металлов с помощью транспортных реакций/А. И. Евстюхин,
В. А. Шулов, С. М. Чигишов и др.//Вопросы атомной науки и техники. Серия:
Общая и ядерная физика. Вып. 1 (26), 1984. С. 58—61.

48.	Клебанов Ю. Д. О согласованном испарении сплавов в вакууме//ФХОМ.
№ 3. 1983. С. 111—113.

49.	Козырев В. К-> Серебряков В. И. Изменение физико-механического со-
стояния поверхностного слоя титанового сплава комбинированным упрочне-
нием/В кн.: Поверхностный слой, точность и эксплуатационные свойства деталей
машин и приборов. М.: МДНТП, 1984. С. 92—95.

50.	Коломыцев П. Т. Газовая коррозия и прочность никелевых сплавов.
М.: Металлургия, 1984. 216 с.

51.	Коломыцев П. Т. Жаростойкие диффузионные покрытия. М.: Металлур-
гия. 1979. 271 с.

52.	Костецкий Б. И., Бармошенко А. И., Славинская Л. В. Роль кристалли-
ческой структуры и ориентации монокристаллов- в формировании процесса внеш-
него трения//Металлофизика. 1972. Вып. 40. С. 24—30.

53.	Костецкий Б. И. Износостойкость металлов. М.: Машиностроение,
1980. 52 с.

54.	Костецкий Б. И. Структура и поверхностная прочность материалов
при трении//Проблемы прочности. 1981. № 3, С. 90—93.

55.	Коул Г. С., Кремисио Р. С. — В кн.: Жаропрочные сплавы/Под ред.
Ч. Симса, В. Хагеля/Пер. с англ. М.: Металлургия, 1976. С. 445—^480.

56.	Крагельский И. В., Колесниченко Н. Ф. Качество поверхности и трение
в машинах. Киев: Техн1ка, 1969. 145 с.

57.	Крапошин В. С. Обработка поверхности металлических материалов
лазерным излучением//Поверхность. 1982. № 3. С. 3—12.

58.	Кривоглаз М. А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых
нейтронов реальными кристаллами. М.: Наука, 1967. 274 с.

59.	Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия/Я. С. Ума-
нский, Ю. А. Скаков, А. И. Иванов, Л. Н. Расторгуев. М.: Металлургия, 1982.
632 с.

60.	Кубашевский О., Олкок С. Б. Металлургическая термохимия/Пер. с англ.
М: Металлургия, 1982. 390 с.

61.	Кулешин А. В., Кононов В. В., Стебельков И. Л. Повышение усталост-
ной прочности деталей путем ультразвуковой поверхностной обработки//Проб-
лемы прочности. 1981. № 1. С. 70—74.

62.	Лившиц Л. С., Мищенко А. И. Влияние фазового и структурного со-
стояния нестабильно-аустенитных хромомарганцевых сталей на стойкость против
изнашивания при скоЛьжении по абразиву//В кн.: Поверхностный слой, точ-
ность и эксплуатационные свойства деталей машин и приборов. М.: МДНТП.
1984. С. 123—126.

63.	Лоповок Г. С. Волнистость поверхности и ее измерение. М.: Изд-во стан-
дартов, 1973. 184 с.

64.	Мирошниченко И. С. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия,
1983. 168 с.

65.	Мовчан Б. А., Малашенко И. С. Жаростойкие покрытия, осаждаемые
в вакууме. Киев. Наукова думка, 1983. 232 с.

66.	Мухин В. С. Изменение химического и структурно-фазового состава по*-
верхностного слоя в процессе изготовления и эксплуатации деталей/В кн.: По-
верхностный слой, точность и эксплуатационные свойства деталей машин и.при-
боров. М.: МДНТП. 1984. С. 3—4.

67.	Наумовец А. Г. Исследование структуры поверхностей методом дифрак-
ции медленных электронов//УФЖ. 1978. Т. 23. № 10. С. 1586—1607.

68.	Нефедов В. И. Рентгено-электронная спектроскопия химических соедине-
ний. М.: Химия, 1984. 255 с.
69.	Об образовании зоны затрудненной рекристаллизации при отжиге ма-
лолегироваиных сплавов молибдена/Л. А. Бажан, Ю. О. Меженный, А. Л. Се-
ничкин, Ю. А. Скаков//Изв. вузов: Черная металлургия. 1975. № 11. С. 139—

70.	Обработка поверхности и надежность материалов/Под ред. Дж. Бурке,
Ф. Вайса/Пер. с англ. М.: Мир, 1984. 192 с.

71.	Папшев Д. Д. Повышение эксплуатационных свойств деталей способами
деформационного поверхностного упрочнения/В кн.: Поверхностный слой и экс-
плуатационные свойства деталей машин и приборов. М.: МДНТП, 1984. С. 74—77.

72.	Пастухов К. М., Ягодкин Ю. Д. Рентгеноструктурное исследование жа-
ростойкости фазы ТЧ1А1 в поверхностном слое алитированных жаропрочных
сплавов/В кн.: Поверхностный слой, точность и эксплуатационные свойства де-
талей машин и приборов. М.: МДНТП. 1984. С. 23—25.

73.	Перераспределение элементов в поверхностных слоях медно-алюминие-
вых сплавов при трении/Л. И. Куксенова, В. И. Толокольников, Л. М. Рыба-
кова, И. В. Крагельский//Поверхность. 1984. № 3. С. 125—-130.

74.	Пикро Т., Пирси П. Ионная имплантация//В мире науки. 1985. № 5.
С. 50—58.

- 75. Плазменная металлизация в вакууме/А. П. Достанко, С. В. Грушецкий,
Л. И; Киселев и др. — Минск: Наука и техника,. 1983. 279 с.

76.	Пластическая деформация и разрушение кристаллических тел. Дефор-
мация и развитие микротрещин/В. И. Бетехтин, В. И. Владимиров, А. Г. Кадом-
цев и др.//Проблемы прочности. 1979. № 7. С. 38—45.

77.	Плешинцев Н. В. Катодное распыление. М.: Атомиздат, 1968. 343 с.

78.	Поверхностная прочность материалов при трении/Под ред. Б. И. Ко-
стецкого. Киев: Техника, 1976. 291 с.

79.	Повышение качества поверхности и плакирование металлов//Справочное
издание/Пер. с нем. М.: Металлургия, 1984. 368 с.

80.	Полухин П. Й., Горелик С. С., Воронцов В. К; Физические основы пла-
стической деформации. М.: Металлургия, 1982. 584 с.

81.	Получение вольфрамовых осадков с совершенной структурой из хлоридов
модернизированным методом ХТР/А. И. Евстюхин, И. И. Гаврилов, В. Н. Яль-
цев и др.//В кн.: Редкие металлы и сплавы с монокристаллической структурой.
М.: Наука, 1981. С. 36—41.

82.	Попов В. Ф. Ионно-лучевые установки. Л.: Энергоиздат, 1981. 136 с,

83.	Похмурский В. И. Коррозионная усталость металлов. М'.: Металлургия,
1985. 207 с.

84.	Прилуцкий В. А. Технологические методы снижения волнистости по-
верхности. М.: Машиностроение, 1978. 136 с.

85.	Прокошкии Д. А. Химико-термическая обработка металлов//Карбони-
трация. М.г Машиностроение, 1984. 240 с.

86.	Растровая рентгеновская микроскопия и рентгеновский микроанализ:
В 2-х ч./Пер. с англ. М.: Мир, 1984. Ч. 1. 303 с. Ч. 2. 348 с.

87.	Риссел X., Руге И. Ионная имплантация/Пер. с нем. М.: Наука, 1983.
360 с.

88.	Робертс М., Макки И. Химия поверхности раздела металл — газ/Перь
с англ. М.: Мир, 1981. 539 с.

89.	Рудницкий И. М. К оценке влияния остаточных напряжений и упрочне-
ния поверхностного слоя на усталостную прочность деталей//Проблемы проч-
ности. 1981. № 10. С. 27—33.

90.	Рыбакова Л. М., Куксенова Л. И., Босов С. В. Рентгенографический
метод исследования структурных изменений в тонком поверхностном слое металла
при тренииУ/Заводская лаборатория. 1973. № 3. С. 293—295.

91.	Рыбакова Л. М., Куксенова Л. И. Трение и износ/Металловедение и тер-
мическая обработка. Т. 19: Итоги науки и техники. ВИНИТИ АН СССР. М.:
1985. С. 150—243.

92.	Рыкалин Н. Н., Углов А. А., Кокора А. И., Зуев И. В. Лазерная и
электронно-лучевая обработка/Справочник—М.: Машиностроение, 1985. 570 с.

93.	Смитлз К- Дж. Металлы: Справочное изд./Пер. с англ. М.: Мир. Ч. 1.
303 с„ Ч. 2. 348 с,
94.	Справочник технолога—машиностроителя. Том 1/Под ред. А. Г. Коси-
ловой, Р. К. Мещерякова. М.: Машиностроение, 1986. 656 с.

95.	Сулима А. М., Евстигнеев М. И. Качество поверхностного слоя и уста-
лостная прочность деталей из жаропрочных и титановых сплавов. М.: Машино-
строение, 1974. 256 с.

96.	Тамарин Ю. А. Жаростойкие диффузионные покрытия лопаток ГТД.
М.: Машиностроение, 1978. 134 с.

97.	Теодосиу К. Упругие модели дефектов в кристаллах/Пер. с англ. М.:
Мир, 1985. 352 с.

98.	Теория текстурообразования з металлах и сплавах/Я. Д. Вишняков,
А. А. Бабарэко, С. А. Владимиров и др. М.: Наука, 1979. 329 с.

99.	Термодинамика и кинетика процессов иодидного рафинирования ниобия
и тантала/В. А. Шулов, И. И. Гаврилов, А. Э. Стрыгин, А. Е. Егоровский//УИ
Всесоюзная конференция по методам получения и анализа высокочистых веществ.
Тезисы докладов. Горький: Институт химии АН СССР, 1985. Ч. 1. С. 26—27.

100.	Термодинамическая оценка возможности нанесения молибденовых по-
крытий на ниобий методом ХТР/А. И. Евстюхин, В. А. Шулов, И. А. Коленский,
И. И. Гаврилов/В кн.: Металлургия и металловедение чистых металлов. М.:
Атомиздат. Т. 14. 1980. С. 14—19.

101.	Технологические остаточные напряжения/Под ред. А. В. Подзея. М.:
Машиностроение, 1973. 216 с.

102.	Толутис К. Б., Терентьев В. Ф., Вилис Н. С. Влияние упрочнения по-'
верхностного слоя на вид диаграмм растяжения и прочностные свойства//ФХОМ.
1975. № 1. С. 77—81.

103.	-Трофимов В. В., Радеева Е. И. Об изменении напряжений в упрочнен-
ных приповерхностных слоях//Проблемы прочности. 1979. № 7. С. 30—32.

104.	Учет неравновесности процесса химического транспорта металлов/
В. А. Шулов, И. И. Гаврилов, И. Л. Коленский, И. А. Крапивна//ЖФХ. Т. 53.
№ 10. 1979. С. 2506—2510.

105.	Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. В 2-х частях. М.:
Машиностроение, 1974. Ч. 1. 472 с. Ч. 2. 368 с.

106.	Фукс М. Я., Беззубенко Н. К.> Свердлова Б. М. Состояние поверхност-
ного слоя материалов после алмазной и эльборовой обработки. Киев: Вища школа,
1979. 160 с.

107.	Фукс М. Я., Гладких Л. И., Прыткин В. В. Рентгенографическое ис-
следование остаточных напряжений при обработке резанием/ Изв. Вузов. Физика.
1967. № 3. С. 46—52.

108.	Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов/Пер. с англ. М.:
Мир, 1972. 408 с.

109.	Хасуй А., Моригаки О. Наплавка и напыление/Пер. с япон. М.: Машино-
строение, 1985. 240 с. '

НО. Хаюров С. С. Термическая и химико-термическая обработка металлов и
сплавов с использованием ионных и лазерных пучков. Металловедение и терми-
ческая обработка металлов. Т. 14: Итоги науки и техники. М.: ВИНИТИ АН СССР.
1980. С. 142—185.

111.	Черепин В. Г., Васильев М. А. Методы и приборы для анализа поверх-
ности материалов/Справочник. Киев: Наукова думка. 1982. 399 с.

112.	Шаповалов Э. Т., Хромов С. М., Устименко М. Ю. Исследование мето-
дом оже-спектроскопии поверхностных слоев сплава ХН40МДБ после коррозии
в серной кислоте//3ащйта металлов. 1983. Т. XIX. № 1. С. 71—78.

113.	Шефер Г. Химические транспортные реакции. М.: Мир, 1964, 196 с.

114.	Штремель М. А. Прочность сплавов. Ч. I: Дефекты решетки. М.: Ме-
таллургия, 1982. 278 с.

115.	Шур Е. А., Войнов С. С., Клещева И. И. Повышение конструктивной
прочности сталей при лазерной обработке//МиТОМ. 1982. № 5. С. 36—38.

- 116. ВисНеу О. Н., ТаЬпзоп К. Е. ТЬе шПиепсе о! сгуз1а1 з!гис1иге ап<1
зоте ргорегПез о! Ьеха^опа! те!а1з оп ГпсНоп ап<1 а<1кез1оп. — \Уеаг, 1968,
V. 11, Ы 6, р. 405—409.

117.	Ригтап Е. СотрозШоп апа1уз1з о! зоте те(а! аПоуз изт§ аи^ег е1ес1гоп
зресДозсору, Т. Ма1ег. ЗсЕ, 1982, V. 17, р. 575—579.
118.	НапйЬоок оГ аи§ег е1ес1гоп зрес1гозсору/Ра1тЬег§ Р. IV., Пау1з Ь. Е.,
МасйопаШ 14. С. ап<1 оГЬег. Мтпезо(а: РЬуз. Е1ес1г. 1пс1из1г1е1, 1976, 353 р.

119.	1Ыдипги А. О;, Карр К. А. КеасНоп оГ ап<1 а11оуз т Н2Н2О/Н28
^азез а! 1850 ап<1 950 С. ТЬе ОМо 81а1е 11шуегзИу. ПерагГтепГ о! ЛЫаНиг^ка!
Епбтееппй, СсйитЬиз, ОЫо 43210, 1980, 15 р.

120.	Лакзоп М. К., Какдеп Т. К. Рго1есНуе соаНп^з Гог зирегаПоуз ап<1
1Ье изе о! (азе сНа^гате. 13. 8. Пер. Соттег. №38 8рес. РиЫ., 1978, V. 496, р.
423_______439.

121.	КШсеп Л. С., 8тИЬ А. Р., АУПд К; К. Сгогшит <1ер1еПоп аЯег ргеГегеп-
На1 гетоуа! о! сЬготшт (гот а11оуз. — Соггоз. 8с1., 1976, V. 16, 14 8, р. 551—559.

122.	КиЬпе Т., КоЙппё Л. МайепзШзсЬе 11гтуапс11ип2еп <1исЬ (пЬсйо^зке
ВеапзргисЬип^, Ыеие НиНе, 1983, V. 28, 14 8, р. 293—302.

123.	М!зга А. Н., М1Ш1е О. Р., \Уогге1 АУ. Ь. ТЬегтойупапйсз о? 1оау-
1етрега(иге (700—850 с) ЬоГ соггозюп. Ма(ег1а1з то1еси1аг Кеэеагск Е>1у1з1оп,
1980, 8ер(етЬег, 68 р.

124.	81п<1Ь Н. В., Сор1еу 8. М., Вазе М. РаН^ие Рез1з1апсе о! Ьазег Неа1-
Тгеа1е<1 1045 СагЬоп 8(ее1. Ме1а1. Тгагй. А., 1981, V. 12А, р. 138—140.
ОГЛАВЛЕНИЕ

Предисловие.......................................................

Глава 1. Физические основы пластической деформации и разру-
шения металлов ...................................................

1.1.	Кристаллическая структура металлов...................

1.2.	Критическое напряжение сдвига. Пластическая деформа-
ция скольжением ...........................................

1.3.	Дефекты кристаллического строения ...................

1.4.	Кривая упрочнения. Механизмы упрочнения металлов и
сплавов .................................................

1.5.	Разрушение...........................................

Глава 2. Поверхностный слой деталей...............................

2.1.	Шероховатость и волнистость поверхности .............

2.2.	Физико-химическое состояние поверхностного слоя . . .

2.3.	Термодинамика поверхностного слоя....................

2.4.	Элементный состав поверхностного слоя................

2.5.	Остаточные напряжения................................

2.6.	Параметры поверхностного слоя деталей после различных
методов и режимов обработки .............................

2.7.	Классификация параметров поверхностного слоя деталей
Глава 3. Устойчивость, параметров поверхностного слоя деталей при
эксплуатации .....................................................

3.1.	Шероховатость поверхности ...........................

3.2.	Деформационное упрочнение........................  .

3.3.	Химический и фазовый состав..........................

3.4.	Остаточные макронапряжения ..........................

3.5.	Термодинамика химических реакций в поверхностном слое
Глава 4. Влияние поверхностного слоя на эксплуатационные свойства
деталей машин ....................................................

4.1.	Прочность при статическом и циклическом нагружении

4.2.	Трение и износ ......................................

4.3.	Коррозионная стойкость...............................

4.4.	Точность деталей и надежность неподвижных сопряжений

4.5.	Выбор и технологическое обеспечение параметров поверх-
ностного слоя деталей машин для заданных эксплуатационных
свойств...................................................

Глава 5. Технологические методы повышения ресурса и надежности
работы деталей машин..............................................

6.1.	Общая характеристика технологических методов обеспече-
ния заданных параметров поверхностного слоя .............

5.2.	Упрочнение поверхностным пластическим деформированием

5.3.	Поверхностная термическая и термомеханическая обработка

5.4.	Классификация методов получения покрытий.............

5.5.	Подготовка поверхности детали перед нанесением покры-
тий .....................................................

5.6.	Химические способы получения покрытий................

5.7.	Физические способы получения покрытий................

5.8.	Химико-термическая обработка металлов и сплавов. . .

5.9.	Лазерная обработка...................................

5.10.	Ионное легирование .................................

5.11.	Оптимизация методов и режимов обработки деталей машин
Список литературы . ..............................................

3

5

5

8
И

16

23

34

34

58

81

89

103

109
113

115

115

119
124
128

131

139

139

157

159

161
171

179

181

181

185

191

206

218

221

227
НАУЧНОЕ ИЗДАНИЕ

Сулима Андрей Михайлович,
Шулов Вячеслав Александрович,
Ягодкин Юрий Дмитриевич

ПОВЕРХНОСТНЫЙ СЛОЙ
И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ
СВОЙСТВА ДЕТАЛЕЙ МАШИН

Редактор А. А. Степанова

Переплет художника Р. А. Казакова
Художественный редактор А. С. Вер-
ишнкин

Технический редактор О. В. Куперман
Корректоры Л. , Л. Георгиевская,
О. Ю. Садыкова

ИБ № 5103

Сдано в набор 16.03.87. Подписано
в печать 11.05.88.	Т-14972.

Формат 60х901/1в. Бумага кн.-жур-
нальная №2. Гарнитура литератур-
ная. Печать офсетная. Усл. печ. л.
15,0. Усл. кр.-отт. 15,0. Уч.-изд. л.
16,42. Тираж 5500 экз. Заказ 65.
Цена 2 р. 20 к.

Ордена Трудового Красного Зна-
мени издательство «Машинострое-
ние», 107076, Москва, Стромынский
пер., 4

Ленинградская типография № 6
ордена Трудового Красного Зна-
мени Ленинградского объединения
«Техническая книга» им. Евгении
Соколовой Союзполиграфпрома при
Государственном комитете СССР по
делам издательств, полиграфии и
книжной торговли. 193144, г. Ле-
нинград, ул. Моисеенко, 10.
УВАЖАЕМЫЙ ЧИТАТЕЛЬ!

Издательство «Машиностроение» выпустит
в 1988 году следующие книги:

Паньков Л. А., Костин Н. В. Обработка инструмен-
1ами из шлифовальной шкурки. — Л.: Машиностроение, 1988. —
15 л.: ил. — (В обл.): 85 к.

Рассмотрены технология обработки шлифовальными шкур-
ками, ленточно-шлифовальные станки и их применение, круги
< режущими элементами из шлифовальной шкурки, закономерно-
< ц| работы и износа инструмента, вопросы качества и точности
обработки, особенности обработки титановых сплавов, методы
обработки лентами из алмазов, кубического нитрида бора и эль-
бора, технологические приемы повышения эффективности ленточ-
ного шлифования. Приведены практические рекомендации по
режимам обработки, совершенствованию оборудования, его авто-
матизации, расширению сферы применения.

Для инженерно-технических работников предприятий маши-
ностроения.

Шустер Л. Ш. Адгезионное взаимодействие режущего
инструмента с обрабатываемым материалом. — М.: Машинострое-
ние, 1988. — 10 л.: ил. — (В обл.): 55 к.

Приведены данные о закономерностях адгезионного взаимо-
ж-Гн гвия твердых металлических тел, о количественных связях
и и।оса инструмента и состояния поверхностного слоя обрабаты-
ваемых заготовок с параметрами этого взаимодействия. Описан
метод прогнозирования рациональных технологических параме-
роп резания и их регулирования на основании нетрудоемких
исследований на моделях взамен натурных испытаний.

.Для инженеров-технологов машиностроительных предприятий.

Мороз И. И., Орлов В. Ф., Чугунов Б. И. Элек-
трохимическое формообразование/Под общ. ред. В. Ф. Орлова. —
М  Машиностроение, 1988. — 15 л.: ил. — (В пер.): 80 к.

Рассмотрены механизм процесса, особенности анодного рас-
ширения металла при высоких плотностях тока в проточном
хек 1 ролите, процессы на электродах и в межэлектродном про-
< |р.1исгве и их влияние на производительность и точность обра-
боши, состояние поверхностного слоя. Приведены методика
пы(>ора электролита и расчеты профиля электрода-инструмента.
< >писаиы способы локализации процесса и повышения точности
обработки.
Для инженерно-технических работников, занимающихся элек-
трохимическими методами обработки.

Повышение несущей способности деталей машин поверхно-
стным упрочнением/Л. А. Хворостухин, С. В. Шишкин, А. П. Ко-
валев и др. — М.: Машиностроение, 1988. — 10 л.: ил. — (В обл.):
55 к.

В книге отражены прогрессивные тенденции в развитии по-
верхностного пластического деформирования (ППД), описаны
области применения этого способа обработки (некоторые разно-
видности упрочнения описаны впервые). Большое внимание уде-
лено особенностям осуществления ППД для повышения сопро-
тивления усталости, контактной выносливости, коррозионной
стойкости и др.

Для инженерно-технических работников машиностроитель-
ных и приборостроительных предприятий.