При взаимном скольжении двух твердых тел, сжатых силой Р, нормальной к поверхности их скольжения, всегда возникает сила трения S, для преодоления которой приходится прилагать рав­ное ей тангенциальное усилие, увеличивающееся с ростом Р. Под действием силы Р неровности, всегда имеющиеся на поверхности твердого тела (см. § І, гл. II), приходят в соприкосновение и уп­руго - или упругопластически деформируются с образованием от­дельных пятен физического контакта (см. рис. 65). С ростом силы Р количество и суммарная площадь пятен контакта увеличиваются. В результате совместной деформации одно тело как бы внедряется в другое.

В процессе скольжения отдельные пятна контакта образуются и исчезают. Работа, совершаемая силами трения при скольжении,

Рис 174. Зависимость коэффициента сухого трения стальных шариков от угла наклона поверхностных неровностей на стальной пластине (а) и силы трения шарика и пластины от площади их контакта при различном диаметре шарика (б)

почти полностью превращается в тепло (за исключением неболь­шой ее части, расходуемой на увеличение свободной энергии пла­стически деформируемого металла в результате повышения в нем плотности дислокаций), что приводит к интенсивному нагреву трущихся поверхностей.

По современным представлениям, трение имеет двойственную молекулярно-механическую природу. Оно, с одной стороны, вызы­вается необходимостью преодоления адгезионных связей, возни­кающих в местах физического контакта между пленками, обычно покрывающими твердое тело (металл), а в случае разрушения пле­нок в процессе скольжения — между образующимися при этом ювенильными поверхностями, и с другой — объемным деформи­рованием материала, связанным с взаимным внедрением трущихся тел (механический фактор).

Двойственная природа трения подтверждается'множеством экс­периментов. Например, коэффициент сухого трения / заметно рас­тет с уменьшением угла наклона поверхностных неровностей (рис. 174, а). В опыте 186] определяли коэффициент трения покоя полированных стальных шариков по твердой стальной пластине с различной микрогеометрией поверхности (для плитки Иогансена условно tg а — 0). При чисто механической природе трения с умень­шением tg а коэффициент трения должен был бы не расти, а умень­шаться.

В случае чисто адгезионной природы трения при равной пло­щади физического контакта двух пар тел с идентичными свойст­вами сила трения для обеих пар должна быть одинаковой. В действительности (рис. 174, б) при вдавливании стальных ша­риков разного диаметра в стальную пластину сила трения растет не только с увеличением площади контакта, но и с уменьшением диаметра шарика, т. е. с увеличением глубины внедрения шарика в пластину.

Различают трение покоя и трение скольжения. Оба эти явле­ния используются, в той или иной мере, при сварке. Выше было показано, в частности (см. § 5, гл. III), что совместное действие нормальной и тангенциальной сил даже в отсутствии взаимного макросмещения (т. е. в условиях трения покоя) приводит к резкому увеличению прочности соединения, получаемого при холодной сварке металлов с атомночистыми поверхностями. Здесь роль, тангенциального усилия сводится к облегчению пластической де­формации микровыступов и достижения физического контакта, что увеличивает площадь этого контакта (при неизменной нормаль­ной силе).

Однако даже при трении покоя одновременное действие нор­мальной и тангенциальной сил всегда вызывает некоторое микро­смещение трущихся тел, так называемое предварительное смеще­ние, которое может играть существенную роль при ультразвуковой сварке (см. § 4). В простейшем случае при сжатии усилием Р двух

сферических тел между ними образуется контакт­ное пятно раидусом а (рис. 175, а) [193]. Если возни­кающие в контакте нор­мальные напряжения о не превышают предела упру­гости, то их распределение приближается к параболи­

. г U500

в)

Рис. 175. Предварительное смещение х при трении покоя [193]:

маличной''нооі^льнойсилєЄиЬст™ичргЩЄНИЄ етальных шариков диаметром 10 мм при? истеоезиса пин^ статическом ппило1“ приложении тангенциальной силы S; в - петли гистерезиса при статическом приложении тангенциальной силы, изменяющейся от 4-S

Д ^ ’Диаметр шариков 10 мм)

в центре. Приложение тангенциального усилия 5 приводити взаим­ному смещению центров контактирующих сфер на величину х. При этом в плоскости контакта возникают касательные напряжения т. Если допустить, что по всему пятну контакта отсутствует взаим­ное смещение, то у края контакта тх = со. Так как здесь напряже­ния а близки к нулю, а между нормальными и касательными на­пряжениями в контакте существует зависимость т fa, очевидно, что в некоторой области при а' <^а напряжения т2 будут ограничены величиной т2 = fa и на участке между а' и а касатель­ные напряжения (кривая т2) снизятся до т2 = 0. На этом участке произойдет взаимное скольжение при отсутствии общего скольже­ния по всей площади контакта. Предварительное смещение для этого случая можно определить по формуле [193]

(63)

где G — модуль сдвига;

р — коэффициент Пуассона.

Поскольку предварительное смещение связано с локальным проскальзыванием и местной пластической деформацией, оно со­провождается необратимой затратой энергии.

При сжатии шариков диаметром 10 мм коэффициент трения до­стигал 0,5-0,6 и в зависимости от действующих сил Р и S макси­мальное значение предварительного смещения лежало в пределах 2—2,5 мкм (рис. 175, б). Статическое приложение тангенциальной силы переменного направления (шарик диаметром 10 мм, р = = 5250 Г) выявляет петлю гистерезиса (рис. 175, е), указываю­щую на необратимые потери энергии при предварительном сме­щении: однако небольшая площадь петли свидетельствует о том, что смещение носит в основном упругий характер. Интересны ре­зультаты измерения предварительного смещения при динамиче­ском приложении знакопеременного усилия ±S. Опыты показали, что с уменьшением диаметра шарика при неизменных значениях Р и S предварительное смещение растет (например, при S = 1800 Г и Р = 3200 Г уменьшение D с 25 до 5 мм ведет к росту х от 1 до —2мкм). Увеличение/3 при неизменных^ иD приводит к заметному уменьшению х. Как и при статическом нагружении, увеличение усилия Р в условиях динамического приложения силы 5 вызывает существенное увеличение предварительного смещения. Например, при S = ±1800 Г и D — 10 мм увеличение Р приблизительно в 3 раза (от 3200 до 9200 Г) повысило х от 0,7 до —• 1,5 мкм. При циклическом приложении силы ±5 в зоне микроскольжения (при а' <г <а) наблюдается повреждение поверхности контактирую­щих тел. Очевидно, что чем ближе отношение SIP к коэффициенту трения покоя, тем шире эта зона (при SIP = f она захватывает
всю поверхность контакта, так как процесс предварительного смещения переходит в обычное трение скольжения).

В первом приближении величину предварительного смещения в случае образования между сжатыми телами большого количества микроконтактов радиусом а можно определить по формуле (63)

S

в предположении, что jp ^ 1, т. е. когда предварительное сме­щение достигает максимальной величины непосредственно перед переходом к скольжению (^~> У При этом

_ 3(2-р) fP

8G а

Если принять далее, что нормальное напряжение в контакте равно утроенному пределу текучести (От), то

= 3°г или — "= —Г' а■ (65>

4

После подстановки в формулу (64) получим

V 3 (2 р.) f ЗЯ0Г п /аа

X / 4 а. (66)

Таким образом, для данных металлов предварительное сме­щение пропорционально радиусу контактных пятен. Если для стали принять р, = 0,3; G = 8-106 кГ/см2; / = 0,5 и от = = 4000 кПсм2, то х — 4 • 10“2 а. При а = 0,1 мм х = 4-1СГ4 см = = 4 мкм. Ряд исследователей определяли величину предваритель­ного смещения при трении металлов экспериментально. Обычно она не превышает 2,5—3 мкм. Однако но сводным данным в работе [86], предварительное смещение стальных образцов (при нормаль­ной нагрузке до 20—30 кГ) достигает 15—20 мкм. Таким образом, величина предварительного смещения соизмерима с амплитудой ультразвуковых колебаний, применяемой при сварке (см. § 4).

»s *

При -р - > / начинается скольжение, в ходе доторрго из-за

адгезии и взаимного внедрения трущихся тел возникают и разру­шаются фрикционные связи, обусловливающие появление сил трения. Это приводит к изменению геометрии трущихся поверх­ностей, их нагреву и износу, изменению свойств металла в при­поверхностных слоях и другим явлениям, влияющим на Р, Т, /-процессы сварки.

П. В. Крагельский различает пять видов нарушения фрикцион­ных связей (рис. 176), возникающих при воздействии нормальных и тангенциальных сил и исчезающих после снятия нагрузки [86]. Связи адгезионного характера могут и не исчезать после снятия нагрузки, что, собственно, и лежит в основе Р, Т, /"-процессов сварки.

Рис. 176. Типы фрикционных связей: а — в момент приложения нагрузки; б — после ее снятия н разрушения связей

В первых трех видах связей преобладает механический фактор, в двух последних — молекулярный. В зависимости от степени развития адгезионных процессов и относительной глубины вза­имного внедрения * (h — глубина внедрения и R — радиус

внедрившегося выступа) возможно срезание металла (рис. 176, а, /); его пластическое оттеснение (рис. 176, а, //); упругое оттесне­ние (рис. 176, а, III), схватывание и разрушение поверхностных пленок или ювенильных поверхностей металла (рис. 176, а, IV) и, наконец, схватывание поверхностей, сопровождаемое глубинным вырыванием (рис. 176, а, V).

При сухом трении резание материала возможно при -1п >0,1,

И.

что в обычных условиях сварки практически исключено. Пласти­ческое оттеснение, приводящее при длительном процессе к разру­шению поверхностного слоя в результате многократного повтор­ного передеформирования, при сухом трении возможно в случае h Н

<0,1. Однако при <0,01 (для стали) и 0,001 (для цвет­ных металлов) пластическое оттеснение переходит в упругое.

При преобладающей роли адгезионного фактора переход от разрушения связей по поверхности трения к глубинному выры­ванию определяется градиентом механических свойств в приповерх постных слоях металла. Если сопротивление срезу т с увеличе­нием расстояния hy от поверхности трения в глубь металла растет, то разрушение произойдет в плоскости трения (т. е. при тт1п). Наоборот, при уменьшении т с ростом hy следует ожидать разру­шения с глубинным вырыванием. Последнее, в частности, возможно в случае упрочнения приповерхностного слоя в результате на­клепа, а при трении разноименных металлов — вследствие обра­зования прослоек твердого раствора или интерметаллидов высо­кой прочности, для чего обычно необходим нагрев трущихся по­верхностей до достаточно высокой температуры.

Относительная роль механического и адгезионного факторов при образовании и разрушении фрикционных связей определяется

16 А. С. Гельман 273

свойствами металлов трущейся пары (их механическими свой­ствами, характером и прочностью поверхностных пленок), темпе­ратурой в зоне трения, геометрией поверхности, а также удельным давлением на этой поверхности. В общем случае, с повышением тем­пературы и удельного давления, т. е. факторов, способствующих схатыванию металлов, роль адгезии растет.

Образование и разрушение фрикционных связей ведут к мест­ному выделению тепла в очень малом объеме металла приповерх­ностного слоя, что приводит к локальному скачку температуры. Интенсивный теплоотвод в окружающий, более холодный металл, может приводить к очень быстрому снижению температурного пика. Например, запись изменения температуры в трущемся кон­такте сталь — константан с использованием принципа естествен­ной термопары обнаружила отдельные пики температуры до 700° С продолжительностью менее Ю-4 сек. [172]. Предельная тем­пература, достижимая при сухом трении, равна температуре плав­ления более легкоплавкого металла трущейся пары. В отдельных случаях температура на поверхности трения может быть и зна­чительно выше, если металл (например, алюминий) способен всту­пать в экзотермические реакции с окружающей атмосферой. По мере выделения тепла на трущихся поверхностях оно распрост­раняется в глубь металла и происходит более или менее равномер­ный нагрев трущихся тел по всей приповерхностной области. Мак­симальный градиент температуры у поверхности трения зависит от теплофизических свойств металла и продолжительности про­цесса. Чем выше теплопроводность и чем медленнее процесс, тем меньше этот градиент. Если не учитывать локальные всплески температуры, то нагрев при трении можно рассматривать как про­цесс линейного распространения тепла, генерируемого плоским источником, расположенным на трущихся поверхностях.

При трении с глубинным вырыванием мгновенная поверхность трения не совпадает с его начальной поверхностью. Это может заметно повлиять на распределение температуры в приповерхност­ных слоях.

Сложная природа трения приводит к тому, что величина коэф­фициента трения весьма непостоянна и зависит не только от свойств металла, геометрии и чистоты поверхности, но и от параметров процесса трения (давления, скорости скольжения и температуры).

Выше было показано (см. рис. 174, а), что с уменьшением сте­пени шероховатости поверхности сильнее проявляется адгезион­ная природа трения и коэффициент трения растет. Как правило, наличие на металле поверхностных пленок, в первую очередь окисных, снижает коэффициент трения. Повышение f в результате разрушения окисных пленок показано в работе [50] (см. рис. 43) при взаимном перемещении образцов из многих металлов.

Показательны результаты опытов по трению железа с поверх­ностью, тщательно очищенной в вакууме [175]. Через 10 сек 274
после впуска в вакуумную камеру небольшого количества паров воды коэффициент трения понизился от / > 3 (схватывание) до / = 2,2, а через 10 мин до 1,4. Вымораживание влаги вновь под­няло / до 2,1. При повторном впуске и вымораживании влаги коэффициент трения изменялся от 1,4 до 2,1. Очевидно, вымора­живание удаляло только адсорбированную влагу, а хемосорбиро­ванная пленка, образовавшаяся при первичном впуске паров воды в камеру, сохранялась (что соответствует / = 2,1).

Опыты по трению на воздухе с неудаленной окисной пленкой и в вакууме 10“6 мм pm. cm. после ее удаления высокотемпера­турной прокалкой показали, что рост коэффициента трения в ре­зультате удаления пленок может быть очень большим (табл. 39)

[1711.

Как отмечается в работе [86], такой значительный рост / при удалении окислов в проведенных опытах связан с применением ничтожных нормальных усилий и, как следствие, с очень боль­шой ролью сил адгезии, мало зависящих от нормальных уси­лий. Обычно коэффициент тре­ния после удаления пленок растет в 2—3 раза, а иногда при толстых пленках, когда проявляются фрикционные свойства самих пленок, / для чистых поверхностей может быть и ниже, чем для окисленных (табл. 40).

По данным работы [158], для отожженной в вакууме меди / = = 0,36 (испытание на воздухе), а после образования на меди толстой окисной пленки / = 0,90-i-0,97.

Исследования А. Коффина по трению на воздухе и в гелии разноименных металлов показали (табл. 41), что разрушение окисных пленок в гелии наиболее закономерно влияет на / у ме­таллов, обладающих неограниченной взаимной растворимостью (класс А) — коэффициент трения в гелии существенно выше; при трении в гелии металлов, образующих интерметаллиды (класс С), /, наоборот, понижается (вероятно, из-за легкого разрушения тон­чайших хрупких интерметаллидных прослоек), и, наконец, для металлов, практически нерастворимых (класс Д), / при трении в гелии иногда растет, а иногда понижается [178].

Роль окисных пленок хорошо выявляется по показателям из­носа при трении в различных средах. При некоторой критической скорости скольжения (для стали 45 около 2 м/сек), когда исход­ная окисная пленка в процессе трения разрушается, в аргоне или особенно в вакууме износ резко возрастает, в то время как на 18* 275

Коэффициенты трения для металлов с чистой поверхностью и для их окислов [176]

Металл	Коэффициент трення	Нагрузка в Г на кониче­ский ннден - тор, выше которой появляется металличе­ский контакт	Металл	Коэффициент трения	Нагрузка в Г на кониче­ский инден - тор, выше которой появляется металличе­ский контакт
Металл — металл	Окисел — окисел	Металл — металл	Окисел — окисел
All	2,0		0	Zn	0,8	1,2	0,5
Ag	1.0	0,6	0,003	Си	1,6	0,6	1,0
Sn	1.0	1,0	0,02	Fe	0,6	1,0	10,0
А1	1,2	0,8	0,2	Сг	—	0,4	>1000

Таблица 41

Коэффициент трения разноименных металлов на воздухе и в гелии [178] Класс Металлы трущейся пары Среда Коэффициент трення после Класс Металлы трущейся пары Среда Коэффициент трения после 5 оборо­тов диска 100 оборо­тов диска 5 оборо­тов диска 100 оборо­тов диска А Cu+Ni Воздух Не 0,28 0,58 1,00 5,25 д Pb-fAl Воздух Не 0,95 0,50 1,30 0,49 Ti+Zr Воздух Не 0,69 0,92 0,64 1,23 Cd+Fe Воздух Не 0,39 0,32 1,45 0,34 С W+Al Воздух Не 1,24 1,05 1,60 1,31 W+Cu Воздух Не 0,15 0,42 0,32 0,60 Sn+Cu Воздух Не 1,44 0,48 1,63 1,00

воздухе или в кислороде, обеспечивающих быстрое образование новой пленки, износ остается умеренным (рис. 177). Соответ­ственно изменяются и коэффициенты трения.

Зависимость коэффициента трения от давления очень сложна. При единичном пятне контакта, например при трении конического индентора по пластине из того же материала, по данным, приведен­ным в работе [175], возможны три типичных случая (рис. 178, а): а) во всем изученном диапазоне нагрузок (от 1-Ю-3 до 1000 Г) окисная пленка разрушается и трение идет между чистыми ме­таллическими поверхностями при высоком /, например, в случае

а — от нагрузки для металлов с различными свойствами окнсной пленки (схема
по [175 ]); о — то же, для стали и хрома; в — oi скорости скольжения; г — от
температуры (по данным Эрнста и Мерчента); I, 2 и 3 — при малом, среднем
и большом давлении

олова (образование металлического контакта устанавливалось из­мерением электросопротивления); б) при некоторой нагрузке (для меди в диапазоне 1—10 Г) разрушается пленка и резко растет f и в) пленка настолько прочна, что она в ходе опыта вообще не раз­рушается и f остается относительно низким для всех изученных значений Р (например, для хрома). Следует отметить, что аналогич­ные опыты по трению алюминия показали зависимость первого типа, однако более поздние измерения сопротивления выявили переход от неметаллического к металлическому контакту при на­грузке 0,2 Г. Для алюминия высокое / определялось близкими его значениями для чистого металла и окислов. Приведенные на рис. 178, а зависимости являются схемами. Реальный коэффициент трения с увеличением нагрузки, как правило, понижается (до момента разрушения окисной пленки), что показано для стали с 0,3% С и для хрома на рис. 178, б.

Типичные зависимости f от скорости скольжения приведены на рис. 178, в. Они имеют экстремальный характер с максимумом, находящимся в области тем меньших скоростей, чем выше давле­ние. В опытах по трению на больших скоростях нельзя исключить фактор нагрева; тем более трудно оценить роль локальных вспы­шек температуры. Из приведенного графика, охватывающего весь практический диапазон скоростей, используемых при сварке, следует, что с увеличением давления (переход от кривой 1 к кри­вой 3) f уменьшается, особенно на больших скоростях (более 4— 8 м/сек).

Коэффициент трения металлов с чистой поверхностью, для ко­торых фрикционные связи имеют в основном адгезионную при­роду, мало зависит от температуры до тех пор, пока она ниже не­которой критической температуры, близкой к ТреКр. Так, по дан­ным, приведенным в работе [861, при Т ^ 340° С для молибдена f практически не изменяется (рис. 178, г); для меди-начинается не­которое повышение f при Т — 210°, а для магния с низкой ТреКр уже при 100" С начинается рост коэффициента трения.

В общей теории трения процессы, протекающие при темпера­туре, близкой к плавлению, обычно не рассматриваются. В усло­виях сварки трением именно эти процессы представляют особый интерес. Как показано в § 3, при высокой температуре f может понижаться до очень низких значений: порядка 0,01. При непре­рывной очистке трущихся поверхностей от окислов, благоприят­ствующей схватыванию, такой низкий коэффициент трения можно объяснить только переходом к режиму полирования, при котором тончайший поверхностный слой металла разогревается до темпе­ратуры плавления или перехода в твердо-жидкое состояние. При этом между трущимися поверхностями твердого металла появляется пленка жидкого расплава и сухое трение переходит в полужидкост - ное, для которого характерны низкие коэффициенты трения. Можно предположить, что при сварке процесс трения обладает 278

способностью саморегулирования — толстая пленка жидкого ме­талла вытесняется из зазора, а при чрезмерном уменьшении тол­щины пленки (например, в случае мгновенного увеличения давле­ния) в результате нарушения режима полужидкостного трения резко увеличивается коэффициент трения и, как следствие, растет тепловыделение в контакте. Это приводит к быстрому восстановле­нию жидкой пленки до толщины, достаточной для обеспечения полужидкостного трения.

Как отмечалось выше, процесс трения может идти в режиме глубинного вырывания, что при сварке технологически иногда очень желательно. Для этого необходимо, чтобы металл в зоне трения упрочнялся. Одним из путей для создания благоприятного градиента механических свойств является наклеп поверхностных слоев металла, возможный в случае трения без значительного на­грева, при котором рекристаллизация протекает медленно или не идет вовсе. Для этого процесс должен идти при относительно малой скорости скольжения. При трении разноименных металлов или сплавов повышение прочности в зоне контакта может быть также следствием образования твердых растворов и интерметал - лидных фаз.