Содержание к диссертации
Введение
1. Триботехнические свойства меди 13
1.1. Основные закономерности трения и изнашивания металлических материалов 13
1.1.1. Молекулярно-механическая теория внешнего трения 13
1.1.2. Взаимное контактирование поверхностей тел пары трения и стадии изнашивания 15
1.1.3. Основные виды изнашивания 16
1.2. Триботехнические свойства меди и медных сплавов 22
1.3. Методы повышения износостойкости меди 39
1.3.1. Ионная имплантация 39
1.3.2. Износостойкие покрытия 45
1.4. Постановка задачи 55
2. Материалы и методы исследования 59
2.1. Материалы исследования 59
2.2. Имплантация ионов азота 61
2.3. Магнетронное осаждение композитных покрытий системы Cu-Mo-S 68
2.4. Триботехнические испытания 76
2.5. Измерение микротвердости 79
2.6. Измерение электрофизических характеристик покрытий 81
2.7. Элементный состав и концентрационные профили распределения элементов по толщине поверхностного слоя 84
2.8. Микроструктура и фазовый состав 85
2.8.1. Исследование морфологии поверхности и элементного состава 85
2.8.2. Просвечивающая электронная микроскопия 89
2.8.2.1. Приготовление «фолы» для исследований методами просвечивающей электронной микроскопии 89
2.8.2.2. Определение плотности дислокаций 89
2.8.3. Рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализ 92
3. Модификация структурно-фазового состояния и триботехнические и механические свойства меди при высокоэнергетической ионно-пучковой обработке поверхностного слоя 95
3.1. Влияние высокофлюенсной имплантации ионов азота на износостойкость и микротвердость меди 95
3.2. Модификация структурно-фазового состояния поверхностного слоя меди при обработке пучками ионов высокой энергии 100
3.3. Заключение по разделу 113
4. Электропроводящие антифрикционные покрытия системы Си Mo-S, осажденные методом импульсного магнетронного распыления 115
4.1. Структурно-фазовое состояние покрытий системы Cu-Mo-S, осажденные методом импульсного магнетронного распыления 115
4.2. Триботехнические свойства покрытий системы Cu-Mo-S 127
4.3. Электрические характеристики покрытий системы Cu-Mo-S и результаты испытаний на износ в условиях приложения электрического тока 146
4.4. Выводы по разделу 150
5. Практическое использование полученных результатов 152
Выводы 154
Литература 156
Приложение 1 172
Приложение 2 173
Приложение 3 174
- Основные виды изнашивания
- Имплантация ионов азота
- Модификация структурно-фазового состояния поверхностного слоя меди при обработке пучками ионов высокой энергии
- Электрические характеристики покрытий системы Cu-Mo-S и результаты испытаний на износ в условиях приложения электрического тока
Основные виды изнашивания
Вид изнашивания и его интенсивность определяется совокупностью механических и физико-химических свойств материала под воздействием таких внешних факторов, как среда, температура, давление, скорость относительного перемещения поверхностей и др. Ввиду разнообразия материалов элементов трибосистем и условий их эксплуатации виды изнашивания достаточно разнообразны. Ниже перечислены общепринятые основные виды изнашивания, описанные в различных литературных источниках [12-18].
Адгезионное изнашивание [12]. Основной причиной этого вида изнашивания является адгезионная (молекулярная) составляющая силы трения. При сопряжении микронеровностей контактирующих в процессе трения тел, между ними возникают адгезионные связи. Благодаря адгезии могут образоваться прочные связи между металлами, металлами и неметаллами и между неметаллами. Связи возникают на участках фактического контакта, освободившихся от инородных пленок, и происходит относительно легко у мягких материалов, имеющих химическое сродство или взаимно растворимых. Особо явно адгезионное изнашивание наблюдается у пар трения, состоящих из однородных металлов. Причиной разницы адгезии между металлами заключается в степени переноса электронов между контактирующими металлами. Свободные электроны в двух контактирующих металлах меняются друг с другом и образуют металлическую связь.
По Ф.П Боудену [14] характер разрушения адгезионных связей сводится к четырем случаям:
1. Прочность связи меньше прочности металлов пары трения. Срез происходит по самому соединению.
2. Соединение прочнее, чем один из металлов пары трения. Срез происходит в объеме менее прочного металла. При этом его частицы будут налипать на более твердую поверхность.
3. Соединение прочнее обоих металлов. Основные разрушения связи происходят в толще менее прочного металла.
4. Соединение одинаковых металлов. Соединение подвергается наклепу, и при перемещении его сопротивление срезу увеличивается. Поэтому срез реже возникает по соединению, а чаще по глубине основной массы металла, при этом поверхностные повреждения оказываются значительными. Для оценки объема износа пар трения, составленных из одного относительно мягкого материала, хорошо работает модель Арчарда [15]. Арчард установил, что объем уносимого материала V пропорционален нормальной нагрузке FN и пройденному пути L и обратно пропорционален твердости материала Н в соприкасающихся микровыступах:
Средством борьбы со схватыванием является применение смазочных материалов (жидких, пластичных и твердых), при этом необходимо, чтобы сопротивление деформированию пленки было ниже сопротивления деформированию материала пары трения, в противном случае при приложении достаточной нормальной нагрузки материал будет пластически деформироваться. Пленка при этом разорвется на отдельные участки, связанные с металлом, почти не изменяя общую площадь. В этот момент произойдет выход основного материала в промежутках между частями пленки, и произойдет схватывание на чистых вновь образованных поверхностях материала [16].
Усталостное изнашивание [12]. Этот вид изнашивания протекает, сопровождая все виды изнашивания. К нему относят случаи, когда при работе узлов трения отсутствуют аномальные повреждения, такие как задиры, схватывание, микрорезание и т.д. В процессе трения каждый выступ поверхности тела гонит перед собой волну на поверхности контртела, деформируя материал. Он сжимает его перед индентором (микронеровностью), значительно растягивая за индентором за счёт силы трения. Таким образом, каждое сечение истираемого тела последовательно подвергается сжимающим и растягивающим напряжениям.
Снижение количества циклов нагружения до появления разрушений поверхностного слоя обусловливается сжимающим и особенно растягивающим напряжением. Процесс усталостного разрушения поверхностного слоя протекает при номинальных напряжениях, не превышающих предел упругости, и всегда имеет скрытый период, в пределах которого происходит накопление повреждений. В этот период видимых физических изменений ни на поверхности, ни в поверхностном слое не происходит [17].
Усталостное изнашивание протекает даже в отсутствие прямого физического контакта тел при наличии смазывающей пленки.
Несмотря на снижение силы трения при смазывании и соответствующее уменьшение контактных напряжений, все равно происходит усталостное изнашивание, а число циклов, необходимое для повреждения поверхности, возрастает. Плёнка защищает основной материал от глубинного вырывания, однако не защищает основной материал от деформации, которую он испытывает при скольжении по нему внедрившихся выступов. Усталостное изнашивание при многократном деформировании микрообъемов материала приводит к их выкрашиванию и отслаиванию (пипинг) [18].
Абразивное изнашивание [18]. Абразивным называется изнашивание поверхности детали, возникающее в результате деформирующего, режущего или царапающего действия твердых частиц. Отличительной особенностью при абразивном изнашивании является его связь с резанием или пропахиванием поверхности твердыми частицами или неровностями. Эти режущие элементы представляют собой более твердые выступы контртела или внедренные в него частицы абразива или же свободные частицы абразива, попавшие извне в зону контакта.
При абразивном изнашивании на изношенной поверхности наблюдаются царапины, следы резания и схватывания, а частицы износа часто принимают форму стружки. Интенсивность изнашивания сильно зависит от формы и угла при вершине движущихся по поверхности абразивных частиц. Природа абразивного изнашивания в конкретной трибосистеме во многом определяется способом вхождения в нее абразивных частиц: присутствуют ли они в исходной микроструктуре в качестве твердых фаз, заносятся в систему как внешние загрязнения или являются частицами износа, образующимися при изнашивании контактирующих поверхностей. На интенсивность изнашивания влияют твердость, форма и размеры абразивных частиц.
Средством борьбы с абразивным изнашиванием является повышение твердости контактирующих поверхностей.
Окислительное изнашивание [13]. Окислительное изнашивание происходит в случае, когда на соприкасающихся поверхностях образуются пленки окислов, которые в процессе трения разрушаются и образуются вновь, при этом продукты износа состоят из окислов. Интенсивность изнашивания может быть значительной, но поверхность трения сохраняет малую шероховатость, вследствие препятствования схватыванию поверхностей окислами.
Для окислительного изнашивания необходимо, чтобы промежуток времени между последовательными разрушениями пленки был достаточен для образования оксидной пленки определенной толщины. Когда пленка окислов тонкая и эластичная, она играет положительную роль и предохраняет поверхности от повреждений, препятствуя свариванию ювенильных участков поверхностей, которое происходит в вакууме. Но по мере роста происходит утолщение окисной плёнки, она становится хрупкой и разрушается. Продукты износа могут выходить из зоны трения со смазкой. А в некоторых случаях, они вызывают абразивное изнашивание, так как имеют большую твердость. В процессе окислительного изнашивания одновременно протекают деформация, адсорбция и химические реакции, и они являются взаимосвязанными. Деформирование активирует тончайшие поверхностные слои, повышая их чувствительность к адсорбции, диффузии и химическим реакциям. Образовавшийся в результате локального пластического деформирования слой содержит многочисленные дефекты микроструктуры и области с высокой плотностью дислокаций. Этот слой может взаимодействовать с кислородом, растворенным в смазке.
Имплантация ионов азота
Имплантация ионов азота осуществлялась в вакуумной камере универсальной установки УВН-02МИ (рис. 2.1). Вакуумная камера имеет диаметр 600 мм и высоту 500 мм. Она имеет двойную стенку. Ее внутреннее пространство заполняется проточной водой, и представляет собой водяную рубашку, с помощью которой можно нагревать внутреннюю стенку в процессе вакуумирования камеры для ускорения десорбции из нее газов или охлаждать ее при осаждении покрытий, когда процесс требует нагрева подложек до высокой температуры. На рисунке 2.3 показана схема вакуумной камеры.
В центре камеры имеется поворотный стол, изолированный от корпуса установки для того, чтобы иметь возможность подачи на него потенциала смещения. Под углом 120 расположены два вакуумно-дуговых ионных источника «ДИАНА-2», сверху камеры - источник газовых ионов «МГИ». Такая компоновка камеры делает установку универсальной, позволяя производить в ней имплантацию как металлических, так и газовых ионов.
Откачка вакуумной камеры осуществляется по двухступенчатой схеме: низковакуумная с помощью агрегата в составе насосов ДВН-50 и 2НВР-5ДМ и высоковакуумная с помощью турбомолекулярного насоса ВМН-500.
Система напуска газов установки состоит из клапанов с электромагнитным приводом, клапана напускного регулируемого натекателя и электронного блока управления. Система напускает газ как в ручном, так и в автоматическом режимах. В автоматическом режиме расход газа изменяется таким образом, чтобы давление в камере поддерживалось на заданном уровне.
В качестве прибора для измерения давления в вакуумной камере служит ионизационно -термопарный вакуумметр ВИТ-3. Вакуумметр предназначен для измерения давления сухого воздуха в диапазоне от 102 до 10" Па. При измерении давления газа с помощью ионизационного манометрического преобразователя используется явление изменения ионного тока в зависимости от изменения давления при условии постоянства напряжения питания преобразователя и тока эмиссии катода.
В настоящей работе имплантация ионов азота осуществлялась с помощью источника газовых ионов «МГИ». Ионный имплантер «МГИ» представляет собой ускоритель с анодным слоем (с замкнутым дрейфом электронов, [144]), схема которого представлена на рисунке 2.4. Ионизация происходит в газовом разряде в скрещенных электрическом и магнитном полях. Кратность заряда большинства ионов, образующихся в ускорителях с замкнутым дрейфом электронов, равняется единице [144, 145]. Как только атом теряет электрон, ускоряющее электрическое поле отталкивает этот ион из области разряда, прежде чем другой электрон успеет ионизовать его еще раз [144]. Ион с энергией 400-500 эВ (70-90% от Uршряда = 600 В [144]) на выходе из ионного источника ускоряется в ускоряющем электрическом поле за счет подачи потенциала смещения 20 кВ относительно вакуумной камеры (рис. 2.5). Таким образом, имплантируемый ион обладает энергией 20 кэВ.
Технологический процесс имплантации ионов азота включал в себя следующие стадии.
1. Промывка и сушка экспериментальных образцов.
2. Прогрев стенок вакуумной камеры до температуры 60 - 80С для предотвращения конденсации и удаления паров воды с поверхности стенок камеры, а также для обезгаживания в процессе откачки.
3. Загрузка образцов в вакуумную камеру.
4. Откачка камеры через фильтр агрегатом форвакуумной линии до давления 1,33 104 Па.
5. Откачка камеры в линии без фильтра агрегатом форвакуумной линии до давления не более 6,65 Па.
6. Откачка камеры до давления в камере 5-10"3 Па турбомолекулярным насосом высоковакуумной линии.
7. Установка давления рабочего газа (азот) в камере с помощью регуляторов расхода газа до давления 0,045 Па.
8. Включение имплантера «МГИ» и проведение процесса ионной имплантации. Время процесса ионной имплантации определялось требуемой величиной флюенса ионов.
9. Отключение имплантера, прекращение напуска рабочего газа, выдержка времени для остывания имплантированных образцов.
10.Напуск воздуха в камеру и выгрузка образцов.
Ионы азота имплантировались в представленному в таблице 2.2.
Модификация структурно-фазового состояния поверхностного слоя меди при обработке пучками ионов высокой энергии
Повышение износостойкости меди после имплантации ионов азота может быть связано с тем, что в ионно-легируемом слое формируются такие эффекты, как высоко концентрированные неравновесные твердые растворы, упрочненные поверхностные слои, дисперсное упрочнение фазами внедрения, высокоэнергетические дефектные структуры со значительной кривизной кристаллической решетки, нанокристаллические структуры, полностью аморфные структуры, ионно-легированные слои. Для установления причины повышения микротвердости и, соответственно, износостойкости меди после имплантации ионов азота были проведены исследования структурно-фазового состояния ионно-модифицированных образцов.
На рисунке 3.4 показаны концентрационные профили азота медных образцов, имплантированных ионами азота флюенсами 6x1017 и 9х1017 ион/см2 при ускоряющем напряжении 20 кэВ, полученные на масс-спектрометре вторичных ионов в режиме травления пучком ионов аргона. С помощью этих данных выявлено значительное увеличение концентрации азота в ионно-модифицированном поверхностном слое. Полученные концентрационные кривые характерны для ионно-имплантированных металлов. Концентрация азота при флюенсе / = 6х1017 ион/см2 достигает 5 ат. % на глубине 20 нм, при флюенсе / = 9х1017 ион/см2 - 8 ат. % на глубине 30 нм. С увеличением глубины внутрь образца концентрация азота падает и достигает значение нуля на глубине -100 нм.
На рисунке 3.5 представлен участок рентгенограммы исходного и имплантированного ионами азота с флюенсом 91017 ион/cм2 образцов меди. Определение параметра кристаллической решетки а, проведенное по этим рентгенограммам, показало, что имплантация ионов азота в поверхностный слой медного образца приводит к увеличению параметра кристаллической решетки меди (табл. 3.1), что говорит в пользу образования твердого раствора внедрения азота в меди. Микродеформация кристаллической решетки Ad/d исходного образца в 8 раз меньше микродеформации имплантированного образца. Таким образом, можно полагать, что уровень внутренних микронапряжений второго рода в поверхностном слое медных образцов после имплантации ионов азота при указанном выше режиме также повышается в 8 раз, т.к. an=E-(Ad/d) [148], где Е - модуль Юнга. Таким образом, одной из причин повышения износостойкости меди после имплантации ионов азота является образование твердого раствора внедрения и увеличение внутренних напряжений второго рода.
Методом просвечивающей электронной микроскопии исследовался поверхностный слой медных образцов, имплантированных ионами азота с флюенсом 91017 ион/cм2. На рисунке 3.6 представлены электронно микроскопические изображения «фольги» поверхностного модифицированного слоя, изготовленной из этого образца. На темнопольных изображениях в рефлексах, указанных на микродифракционной картине, хорошо видны изображения зерен меди. Средний размер зерен меди, рассчитанный по темнопольным изображениям, составил « 500 нм.
Измельчение зерен от 70 мкм в исходном состоянии до 500 нм в состоянии после имплантации ионов азота при указанном выше режиме также может быть причиной повышения микротвердости и износостойкости исследованных образцов согласно соотношению Холла-Петча [149,150].
Также было установлено, что образованные в результате имплантации зерна меди имеют субзеренную структуру с углом разориентировки субзерен 0,5 (рис. 3.7). Гистограмма распределения субзерен по размерам представлена на рисунке 3.7 (д). Распределениеодномодальше, близкое к Гауссову, средний размер субзерен составляет 37 нм.
На темнопольных изображениях, полученных при съемке с большим увеличением участка, выделенного квадратом на рисунке 3.6 (б), видны наноразмерные частицы (рис. 3.8 а, г). Качественный фазовый анализ структуры поверхностного слоя (рис. 3.8) показал, что эти частицы являются нанокристаллической фазой CuN3, которая не обнаруживалась методом рентгенофазового анализа. Это означает, что в составе меди ее образуется не более пяти процентов (предел чувствительности метода рентгеновской дифракции). Фаза CuN3 имеет кубическую решетку типа Re03 (символ Пирсона сР4, пр.гр. РтЪт) с параметрами решетки а=0,3814 нм. На рисунке 3.8, приведены светлопольное изображение участка фольги (б), темнопольные изображения участков фольги (а, в, г, е) в рефлексах фазы CuN3 (д), указанных на микродифракционной картине (д) и схемы ее расшифровки (ж, з). Здесь же на рисунке 3.7 (и) приведена гистограмма распределения зерен CuN3 по размерам. Это распределение является одномодальным, близким к Гауссову. Средний размер зерен фазы CuN3, определенный на основе гистограммы, составляет 20 нм.
Характерные электронно-микроскопические изображения дислокационных субструктур в поверхностном слое исходных медных образцов, а также образцов после имплантации ионов азота флюенсом 9х1017 ион/см2 и изношенных в течение 10 мин имплантированных образцов представлены на рисунке 3.9.
В состоянии «поставки» (без подготовительной лабораторной термообработки) (рис. 3.9 а) образец имеет сетчатую дислокационную субструктуру со скалярной плотностью дислокаций р=1,7-1010 см"2. Столь высокая исходная плотность дислокаций в образцах в состоянии «поставки» объясняется тем, что образцы были изготовлены из промышленного листа меди, который в процессе проведения прокатки испытал значительную пластическую деформацию.
В результате процесса имплантации в поверхностном слое образцов начинает формироваться ячеистая дислокационная субструктура (рис.3.9 б) плотность дислокаций в стенках ячеек повышается до значения р=3,3-1010 см"2. Изменение вида дислокационной субструктуры и увеличение плотности дислокаций связано с поглощением энергии ионного пучка и ее трансформацией в энергию дефектной подсистемы поверхностного слоя.
После изнашивания обработанного ионами аргона образца в течение 10 минут в результате пластической деформации стенки дислокационных ячеек уплотняются, так что плотность дислокаций в стенках возрастает до значения р=3,9-1010см-2 (рис. 3.9в,г).
Таким образом, повышение микротвердости и износостойкости образца в результате имплантации ионов азота может быть связано с измельчением зёренной структуры поверхностного слоя, а также образованием дисперсно-упрочняющих нанокристаллов C11N3, повышением плотности дислокаций, способствующей деформационному упрочнению, и твердорастворным упрочнением.
Исследование микроструктуры поперечного среза медных образцов после имплантации ионами азота методом просвечивающей электронной микроскопии (рис. 3.10) показало, что от поверхности вглубь образца распространяется ионно-модифицированный слой с измельченной кристаллической структурой меди толщиной 200 нм, в котором могут образовываться наноразмерные поры, располагающиеся в объеме материала случайным образом. Образование пор наблюдаются при флюенсах ионов, превышающих значение Зх1017см2. Зависимость среднего размера этих пор от значений флюенса ионов азота, а также гистограммы распределения их размеров после имплантации ионов азота с флюенсами 4,5х1017 ион/см2, 9х1017 ион/см2, 2х1018 ион/см2 представлена на рисунке 3.11.
Электрические характеристики покрытий системы Cu-Mo-S и результаты испытаний на износ в условиях приложения электрического тока
Для применения покрытий системы Cu-Mo-S в качестве смазки в скользящих контактах, в частности вращающихся контактных устройств, кроме антифрикционных свойств не менее важна достаточно высокая электропроводность. В таблице 4.1. представлено значение удельного электрического сопротивления этого покрытия, измеренное четырёхзондовым методом, а также справочные данные об удельном сопротивлении чистой меди и дисульфида молибдена. Из таблицы 4.1. видно, что легирование дисульфида молибдена предложенным образом значительно повышает электропроводность.
Электрическое сопротивление контакта «медный образец с покрытием системы Cu-Mo-S - медное контртело», измеренное при пропускании через образец и контртело тока силой 10 мД составляет 51 ±2 мОм.
Из представленных электрических характеристик (табл. 4.1) видно, что покрытие системы Cu-Mo-S обладает металлической проводимостью.
Покрытие системы Cu-Mo-S в данной работе исследуется для его использования в качестве смазки скользящего контакта токосъемника, поэтому важной задачей является проведение испытаний на износ при пропускании электрического тока через контакт, тж. трение с приложением электрического тока может сопровождаться поверхностной электрической эрозией, вызывая повышенный износ [40-42].
Пропускание переменного электрического тока высокой частоты v = 2 МГц и плотностью 0,05 мА/см через контакт «вращающееся контртело -образец с покрытием» не приводит к значительным изменениям кривой изнашивания образца с покрытием (рис. 4.23).
Отсутствие изменений в кривой изнашивания медного образца с покрытием при пропускании переменного электрического тока плотностью 0,05 мА/см говорит о том, что этой силы тока недостаточно для возникновения поверхностной электрической эрозии. Наличие поверхностной электроэрозии также не было обнаружено при изучении поверхности дорожки износа методами РЭМ. На рисунке 4.24 представлены РЭМ - изображения поверхности дорожки износа медного образца с покрытием системы Cu-Mo-S при испытании в паре с медным контртелом в атмосфере аргона с пропусканием электрического тока силой 0,5 мА после 43 км пробега (а) и после 210 км пробега перед разрушением покрытия (б). Видно, что на представленных изображениях следов поверхностной электрической эрозии не наблюдается, а поверхность трения не отличается от поверхности следа износа после изнашивания без приложения электрического тока, показанной на рисунке 4.20.
Таким образом, испытания на износ с приложением электрического тока показали, что пропускание переменного электрического тока плотностью 0,05 мА/см через контакт «вращающееся медное контртело -медный образец с покрытием Cu-Mo-S» не влияет на характер износа и ресурс работы покрытия.
Изучено структурно-фазовое состояние покрытий системы Cu-Mo-S, осажденных методом импульсного магнетронного распыления композиционной мишени Cu/MoS2. Установлено, что покрытие имеет двухуровневую структуру. На микроуровне покрытие представляет собой переплетенную волокнисто-глобулярную структуру с глобулами со средним поперечным размером 2 мкм и волокнами со средним поперечным размером 3 мкм. На наноуровне глобулы покрытия включают медные квазикубоиды со средним поперечным размером 60 нм и нанокристаллиты Cu2Mo6S8 размером 9 нм, в то время как волокна состоят из тех же нанокристаллитов Cu2Mo6S8 9 нм.
В результате экспериментальных исследований установлено, что покрытие на основе системы Cu-Mo-S повышает износостойкость меди при работе в паре с медным контртелом в атмосфере аргона в 330 раз за счет смены адгезионного изнашивания на усталостное путем образования граничных слоев твердой смазки на контактирующих поверхностях. Покрытие на основе системы Cu-Mo-S работает как твердая смазка.
Малое сопротивление сдвигу достигается путем скольжения и перемещения с образца на контртело и обратно дискретных конгломератов, образующихся из материала покрытия в процессе трения, представляющих собой третье тело. Деформация сдвига при трении скольжения локализуется в отделении конгломератов от основной массы покрытия и деформировании нижележащих слоев меди. Деформирование слоев меди приводит к отделению частиц износа, вынос которых из зоны трения вместе с материалом покрытия приводит к образованию ювенильных участков на месте отрыва. Ювенильные участки захватывают материал покрытия с контрповерхности, что приводит к постепенному истощению смазывающих граничных слоев. После полного истощения граничных слоев возникает трение медь по меди, сопровождающееся интенсивным адгезионным изнашиванием.
Покрытие системы Cu-Mo-S обладает металлической проводимостью. Удельное сопротивление покрытия составляет (22,8±3,1)-10 8 Омм, контактное сопротивление медного образца с покрытием системы Cu-Mo-S с медным контртелом составляет 51±2 мОм.
Приложение переменного тока плотностью 0,05 мА/см2 через контакт «вращающееся медное контртело - медный образец с покрытием Cu-Mo-S» не влияет на характер изнашивания и ресурс этих покрытий.