, (3)

де 1/β - являє собою характерну товщину поверхневого шару поблизу границі металу, на якій різко змінюється електронна густина; λ - зсув поверхневої густини іонів відносно об'ємного положення. При розрахунку були використані пробні функції розподілу електронної густини на границі металу у вигляді:

 (4)

Значення релаксаційних параметрів β і λ, що відповідають мінімуму поверхневої енергії, надалі використовувались для розрахунку роботи виходу:

. (5)

Тут Ф0 - складова РВЕ в моделі “желе”; Ф1 - псевдопотенціальний внесок у РВЕ з урахуванням релаксації гратки. У розглянутій моделі вплив деформації на РВЕ враховувався зміною об`єму елементарної комірки та параметром псевдопотенціалу.

Загальною особливістю кривих є збільшення РВЕ з ростом пружної деформації, що погоджується з результатами експериментальних досліджень. Аналіз деформаційної залежності РВЕ для різних кристалографічних площин алюмінію свідчить про те, що зростання РВЕ визначається зміною як об'ємної складової РВЕ, так і поверхневої. Як видно із рис.4, нехтування гратковою релаксацією, приводить до істотно іншої деформаційної залежності РВЕ, але зберігається основна тенденція зростання РВЕ. Насамперед, це проявляється в нелінійності кривих, одержаних із врахуванням релаксації.

Розрахунки також показали, що пружне деформування кристалічних ґраток приводить до більш повільного зменшення електронної густини за межею металу. При цьому діелектричне середовище додатково знижує цю величину. Вплив середовища полягає у “витягуванні” електронів з металу, а відповідно до приведених розрахунків, у результаті деформування ще більша кількість електронів переходить з металу в діелектричне середовище. Те, що поверхня при цьому стає більш негативно зарядженою, прямо свідчить про збільшення РВЕ.

Робота виходу є чутливим індикатором структурної перебудови на поверхні металу. Оскільки експериментально розподіл РВЕ вимірюється для реальних металевих поверхонь, то в теоретичних моделях необхідно враховувати мікроскопічні поверхневі дефекти на атомному рівні. Зміни РВЕ, викликані структурними неоднорідностями на металевій поверхні, найбільш просто і правильно описує модель взаємозв'язку РВЕ із електровід`ємністю атомів [2]. На основі уявлень про нейтральну орбітальну електровід`ємність (НОЕ), пропонується новий метод розрахунку РВЕ в залежності від параметрів пружно-пластичного деформування. Об'ємна частина РВЕ залежить від енергії Фермі даного металу і дуже слабо змінюється при деформуванні. Поверхнева складова РВЕ може зазнавати значних змін при деформаціях, тому що вона визначається локальними поверхневими стрибками потенціалів, варіації яких залежать від мікрогеометрії і координації поверхневих атомів. Визначення мікрогеометрії деформуємої поверхні і координації поверхневих атомів стало можливим на основі останніх досягнень скануючої тунельної мікроскопії [3]. Виявлено, що деформаційні процеси на поверхні визначаються формуванням і еволюцією нанодефектів. Ці нанометричні дефекти мають форму призм різних розмірів, стінки яких утворюються за рахунок виходу на поверхню дислокацій по площинам легкого ковзання. Утворення дислокаційних сходинок на поверхні змінює електростатичний поверхневий бар'єр і, відповідно, РВЕ.

Для моделювання задавалися значення відносної деформації. При цьому різні кристалографічні площини відрізняються кількістю розірваних зв'язків для найближчих і наступних сусідів. З урахуванням перерозподілу заряду при пружному деформуванні подвійного електричного шару, було отримано вираз для розрахунку РВЕ:

. (6)

Тут ; (Vn- i) і (Vnn - j) являють собою кількість зв'язків зовнішнього атома з найближчими і наступними сусідами відповідно; na і nb - число електронів, що приймають участь у зв'язку атома з найближчими і наступними сусідами; ra - атомний радіус даного елемента; R1, R2 - відстані до найближчих і наступних сусідів. Таким чином, задаючи значення розірваних зв'язків з найближчими сусідами i та наступними сусідами j, можна розрахувати РВЕ для різних кристалографічних площин за формулою (6). Експериментальна залежність РВЕ в області пружного деформування була отримана для полікристалічних зразків алюмінію чистотою 99,99 % на повітрі методом КРП. Із рис. 5 видно, що найбільш щільно упакована площина (111) дає найбільше зростання РВЕ. Розрахунок для міді дає аналогічні результати (при деформації 5 % збільшення РВЕ складає (7¸8) меВ), що відповідає нашим експериментам і літературним даним.

З метою оцінки можливостей розробленої фізичної моделі був виконаний розрахунок залежності РВЕ від часу випробування на одномірне розтягування міді при трьох різних швидкостях деформування, рис.5. Розрахунок проведено з урахуванням кінетики формування ансамблів нанодефектів в процесі пластичного деформування. У програму обчислень була закладена часова осциляція концентрації нанодефектів.

Було виявлено, що падіння РВЕ при пластичному деформуванні в основному визначається формуванням поверхневих дефектів першого рангу [3]. Осцилюючий характер еволюції поверхневих дефектів і вихід на плато змін РВЕ, що експериментально спостерігається, при граничних пластичних деформаціях викликає необхідність врахування впливу дефектів 2, 3 і 4 рангів. Вплив останніх на РВЕ виявляється в компенсації приросту РВЕ, викликаного зменшенням кількості дефектів 1 рангу. Порівняння розрахункових значень із експериментальними даними показало гарну відповідність.

3. Дослідження структурних змін і зарядового рельєфу поверхні при втомі металевих матеріалів

Проведені виміри значень РВЕ в осьових напрямках зразків, що випробовувалися знакозмінними напруженнями по консольному типу. Дослідження процесу втоми дозволило вперше зробити висновок про існування двох основних стадій структурних змін в кристалічних ґратках поверхневого шару металів: початкова стадія зворотних структурних перебудов, коли величина РВЕ для даної точки поверхні періодично зменшується і збільшується, коливаючись поблизу деякого середнього значення; друга стадія незворотних структурних змін в поверхневому шарі, коли РВЕ в даній точці монотонно зменшується аж до руйнування зразка. Таким чином, на початкових стадіях впливу знакозмінних механічних напружень РВЕ осцилює поблизу деякого значення, що свідчить про зворотність до певного часу процесу накопичення дефектів кристалічної ґратки і про чергування процесів зміцнення - релаксації на цій стадії. В процесі циклічних деформацій на формування енергетичного рельєфу основний вплив має зміна структури металу. Розглядаючи тільки кристалографічні фактори, можна вважати, що до зменшення РВЕ приводить утворення на поверхні заряджених атомних сходинок. Відомо, що при циклічному навантаженні металів активізується вакансійний механізм деформування. Тому на початковій стадії ще можливе згладжування атомарної шорсткості за рахунок притоку вакансій з поверхні. Якщо джерелом цих вакансій будуть підвалини атомарних сходинок, то такий процес, у кінцевому рахунку, еквівалентний поверхневій дифузії. Це приводить до заповнення поверхневих впадин матеріалом поверхневих виступів. Тоді за зростання (відновлення значень) РВЕ в період обернених перебудов відповідає поверхнева дифузія, стимульована циклічними напруженнями.

РВЕ зменшується в тих областях, де прикладені найбільші механічні напруження. З ростом числа циклів виділяються дві характерні ділянки на кривих розподілу РВЕ по поверхні. Перша пов'язана із пластичним деформуванням матеріалу поверхневого шару в зоні максимальних напружень. Важливими особливостями цієї ділянки є локалізованість падіння РВЕ і насичення РВЕ при визначеному наробітку (при певної кількості циклів). Друга ділянка безпосередньо прилягає до першої і відповідає росту РВЕ.

Досліджено вплив проміжної відновлюючої термічної обробки на довговічність жароміцних сталей. Отримано, що проведення відбудовного відпуску після іспитів, що складають 20 - 30 % середньої довговічності, є перспективним способом, який дозволяє істотно збільшити довговічність.

Методом дифракційної електронної мікроскопії досліджені зразки зі сталі ЕП479 після випробуваня на богатоциклову втому при температурі 20 і 500 oС. Структура стали ЕП479 після загартування і відпалу являє собою мартенсит, що складається з пакетів рівнобіжних пластин з високою густиною дислокацій. По границі та усередині первинних зерен аустеніту спостерігали виділення карбідної фази. Аналіз дифракційних картин і темнопольного зображення показав, що це частки типу Ме23C 6, розміром 0,2 - 0,5 мкм. Спостерігалася фрагментація мартенситних пластин. Виявлено, що під дією циклічного навантаження відбувається взаємодія дислокацій з утворенням субзернистої структури. Напружений стан поблизу границь збільшується скупченням дислокацій. Підгорнуті до границь дислокації створюють локальну концентрацію напруг, що може бути провісником утворення субмікротріщин. Перешкодою для переміщення дислокацій є частки фаз, які присутні у сталі. Якщо усередині зерна виділення цих часток відіграють позитивну роль - затримують рух дислокацій до границь, то виділення карбідної фази по границях зерен підсилюють напруженість границь, що сприяє появі субмікротріщин. Не тільки частки фаз перешкоджають переміщенню дислокацій, але й утворення субзеренної структури приводить до більш рівномірного розподілу дислокацій. Знайдено, що під дією циклічного навантаження спостерігається фрагментація мартенситних пластин у структурі сталей, взаємодія дислокацій, їх часткова анігіляція і утворення субзернистої структури. Більшій міцності втоми сталей відповідає відносно однорідна дрібна субструктура.

Якщо металевий зразок зазнає циклічних напружень, то, як відомо, відбувається генерування дислокацій. Цей процес починається при напруженнях, які перевищують певне граничне напруження τs:

, (7)

де μs - модуль зсуву; b - вектор Бюргерса; n - кількість дислокацій у скупченні; ρ0 - початкова густина дислокацій. Народжені дислокації під впливом зовнішніх змінних напружень рухаються в перетинаючих системах ковзання. Частина з них виходить на поверхню. У результаті виходу дислокацій на поверхню утворюються поверхневі сходинки. Ці сходинки несуть електричний заряд і, отже, утворюють електричні диполі. Внесок дислокаційних диполів приводить до зменшення РВЕ. Отримано наступне рівняння для зміни густини дислокацій в процесі випробувань матеріалу на втому:

 (8)

де ρ - густина дислокацій; δ - коефіцієнт розмноження дислокацій; V0 - коефіцієнт пропорційності; U0 - енергія активації руху дислокацій; τm·sin(ω·t) - змінне напруження; tso і tsf початковий і кінцевий моменти дислокаційного руху в межах напівперіоду відповідно; k - стала Больцмана; T - температура. Рівняння (8) було розв`язане чисельно за допомогою ПК для різних значень амплітуди прикладеної напруженості. Густина дислокацій у поверхневому шарі була обчислена для кожного циклу. Результати обчислень густини дислокацій для алюмінію приведено на рис. 8..

Відповідність між експериментальними точками і теоретичною кривою задовільна. Збільшення густини дислокацій супроводжується зменшенням РВЕ. Збільшення РВЕ через збільшення густини сходинок може бути представлено формулою (2). Тоді, густина формування сходинок за цикл визначається густиною дислокацій і швидкістю їх руху:

 (9)

Із експериментальних даних залежності РВЕ від кількості циклів наробки при випробуваннях алюмінію на знакозмінний згин було отримано dn/dN=318 сходинок × цикл-1 × см-2, що узгоджується з літературними даними

4. Закономірності формування енергетичного рельєфу металевої поверхні при контактних взаємодіях і при механічній обробці

У роботі було досліджено залежність контактної провідності 1/R від величини навантаження N у процесі навантаження і розвантаження контактного з'єднання. Також показані залежності, отримані при кінетичному індентуванні різних ділянок поверхні зразка з міді марки М1 за різними режимами навантаження (статичне - “С”; із впливом вібрації - “Д”) і для двох поверхонь: вихідної - “1” і “2” - поверхні, що зазнали стиску за межею течії. На основі регресійного аналізу встановлено, що отримані залежності  апроксимуються показниковою функцією з показником степеня в інтервалі від 0,42 до 0,59. З експериментально обумовленої залежності контактної провідності від контактного навантаження може бути визначено компонент відношення збільшення контактної провідності до зміни навантаження на контактне з'єднання , обумовлений тільки збільшенням числа мікровиступів шорсткості. Ця величина визначається на основі параметрів лінійної регресії ділянок залежності  до  і після  її перегину

і характеризує вплив профілю опорної кривої шорсткуватої поверхні на величину фактичної площини контакту (ФПК). При індентуванні поверхні, зміцненої попереднім плоским стиском, злам залежностей не спостерігається. Таке поводження можна пояснити тим, що при індентуванні не зміцненої поверхні до настання пластичного насичення на зростання ФПК істотньо впливає деформація мікровиступів шорсткості.

Після досягнення пластичного насичення ФПК росте завдяки збільшенню контурної площі. У присутності вібрації на вихідній поверхні швидкість росту ФПК і контактної провідності істотно збільшується. В умовах циклічного навантаження відбувається знеміцнення матеріалу, зумовлене підвищеною рухливістю дислокацій поблизу поверхні. При індентуванні з накладенням вібрації в контактній зоні кінетика контактних деформацій визначається, очевидно, конкуренцією процесів зміцнення і знеміцнення. У випадку ж наявності залишкових напружень на вершинах мікровиступів шорсткості на ріст ФПК переважний вплив має збільшення контурної площі на всьому протязі контактного навантаження. Нелінійний характер ФПК від навантаження в цьому випадку обумовлений зміцненням нижчих шарів. Відсутність помітного впливу вібрації на нахил залежності  для зміцненої поверхні свідчить про те, що знеміцнення, яке викликане циклічним навантаженням, відбувається тільки на вершинах мікровиступів, і його кількісна характеристика залежить від величини залишкових напружень на контактуючих ділянках.

Рентгеноструктурне дослідження вихідної поверхні і після деформування стисканням, виявило наявність на них однакових стискуючих залишкових напружень σ = -180 МПа, обумовлених технологічною передісторією матеріалу зразків. Як відзначалося вище, залежності, отримані при кінетичному індентуванні, свідчать про розходження залишкових напружень у поверхневому шарі. Це протиріччя викликане тим, що додаткові напруження зосереджені, головним чином, у вершинах мікровиступів шорсткості, у той же час рентгенівську дифракцію одержано від більш товстого шару (близько 100 мкм). З приведених даних випливає, що зміна КЕО при кінетичному макроіндентуванні відчутна до величини залишкових напружень у тонкому приповерхньому шарі, а саме, до інтегральної мікротвердості шорсткуватого шару - параметру, що безпосередньо визначає кінетику контактної взаємодії. У процесі поступового зняття навантаження відбувається пружне відновлення області контактного деформування. Тому дослід розвантаження становить інтерес для визначення пружних властивостей матеріалу і легше піддається теоретичному опису. Із рішення задачі Герца для пружного зіткнення двох тіл нами був отриманий вираз для ФПК і контактної провідності, у якому ці величини пропорційні N1/2. При розгляді залежності  була встановлена наявність двох лінійних ділянок. Розвантаження при кінетичному макроіндентуванні дозволяє одержувати дані про пружні характеристики деформованих мікровиступів шорсткості і більш глибокого підповерхневого шару.

Як показали проведені нами дослідження, значення максимальних змін РВЕ при контактних деформаціях і при деформуванні за схемою розтягування-стискання для тих самих металів збігаються. Розглянемо характерні закономірності змін РВЕ, що були викликані обробкою алюмінію шліфуванням. Підготовка зразків полягала в поліруванні поверхні і наступному відпалі у вакуумі при температурі (250 ± 3) 0С протягом чотирьох годин. Потім на п'ятьох ділянках зразка поверхня шліфувалася шкірками різної зернистості. Відповідні значення Ra(мкм) складали:1-1,5; 2-0,9; 3-0,45;4-0,21;5-0,075. Було виявлено, що перехід від більш грубого до більш дрібного шліфування супроводжується зменшенням РВЕ (ділянки 1,2 і 3), рис.10. Подальше зменшення параметра шорсткості поверхні приводить до зростання РВЕ (ділянки 4 і 5). Ділянка 3 відповідає змінам, що гранично досягаються РВЕ при пластичному деформуванні алюмінію. Зростання РВЕ пов'язане із зміною характеру поверхневого деформування при тонкому шліфуванні. Також було виявлено, що і релаксаційні процеси розвиваються по-різному для ділянок з різним шліфуванням. Для перших двох ділянок з відносно грубим геометричним рельєфом спостерігалось швидке відновлення вихідних параметрів енергетичного рельєфу. На ділянках 3 ¸ 5 встановлювалися значно менші порівняно з вихідними значеннями РВЕ. Можна припустити, що при грубому шліфуванні енергетичний рельєф поверхні швидко відновлюється, а при тонкому шліфуванні (поліруванні) створюється новий енергетичний стан поверхні.

Страницы: 1, 2, 3