Закономерности сухого трения SiC с материалами разного типа при низких скоростях. Часть 1

Введение

Современная техника в настоящее время нуждается в применении новых материалов, обеспечивающих ее дальнейшее развитие и повышение эксплуатационных характеристик. Карбид кремния не относится к новым материалам, но высокий уровень физических и механических свойств, радиационная и химическая стойкость, промышленная доступность и низкая стоимость определяют расширение сфер его применения. Ключевыми областями использования карбида кремния являются [1–7] аэрокосмическая техника, энергетика, атомная промышленность, машиностроение и полупроводниковая техника. Высокая износостойкость и химическая инертность позволяют применять карбид кремния в производстве высоконагруженных торцевых уплотнений валов и подшипников скольжения, способных работать в агрессивных средах без дополнительной смазки.

Карбид кремния является синтетическим материалом, его получают промышленным способом из оксида кремния и углерода. В природе существует минерал, содержащий карбид кремния, – муассанит, однако он редко встречается и его количества недостаточно для применения в промышленном масштабе [8, 9]. В отличие от природного минерала муассанита, синтетический SiC – это материал с точно контролируемыми свойствами, достигнутыми за счет определенного уровня давления и температуры в процессе горячего прессования и реализации других методов получения. Хотя в современной промышленности свободное спекание SiC все чаще уступает место более эффективным технологиям, оно обеспечивает получение практически беспористого материала (~(98–99) % от теоретической плотности). Ключевыми преимуществами этого метода также являются возможность использования дешевого исходного порошка с крупными частицами SiC и достижение теоретической плотности при более низких температурах по сравнению с беспрессовым спеканием. Однако применение метода горячего прессования ограничено для изготовления сложных деталей и не подходит для крупносерийного производства [9]. В работах [10, 11] отмечена возможность получения высокопрочной керамики с твердостью по Виккерсу 29 ГПа и вязкостью разрушения 5,25 МПа√м.

Благодаря высокой твердости, низкой плотности и относительно низкой стоимости карбид кремния широко применяется в качестве триботехнического материала [12]. Из карбида кремния изготавливают втулки валов, опорные подпятники, тела качения подшипников качения. Однако, несмотря на высокую износостойкость SiC, сухое трение весьма ограничено из-за высокого коэффициента трения, склонности к схватыванию и образованию задиров [8, 9]. В узлах трения карбид кремния зачастую применяют со смазкой или в паре трения со самосмазывающимся материалом. В этой связи в карбид кремния добавляют износостойкие или твердосмазочные составляющие. Так, в работе [13] изучен износ горячепрессованного карбида кремния с добавкой карбида вольфрама. Коэффициент трения при комнатной температуре снижался с 0,4 до 0,3. Лучшей износостойкостью при комнатной температуре обладал состав с 50 % WC, а при 500 °С – с 30 % WC. Механизмы износа включают трибохимические реакции и микрорастрескивание. Кроме того, в работе [14] показано, что минимальное количество спекающих добавок достаточно для полной консолидации материала, а коэффициент трения в паре SiC/SiC снижается с ~0,6 до ~0,2 при увеличении нагрузки. Наименьший износ наблюдается у керамики с добавкой AlN–Sc2O3, которая формирует чистые зернограничные фазы. Средний размер зерна SiC не влияет на установившийся коэффициент трения. Однако он критически важен для износа: чем мельче зерно, тем меньше износ детали. Основные механизмы износа – зернограничное разрушение и тонкое истирание. Данное обстоятельство подчеркивает необходимость контроля микроструктуры для достижения высокой износостойкости [15, 16].

В качестве триботехнического материала возможно применение карбида кремния с графитом в структуре материала и содержащего свободный графит в структуре материала. В этом случае карбидокремниевый материал обеспечивает смазку контактирующих поверхностей при трении. Однако наличие мягкого графита в структуре SiC снижает механические характеристики [8, 9]. Реакционно-спеченный (PC), или реакционно-связанный, карбид кремния, часто обозначаемый как RBSC (Reaction Bonded Silicon Carbide) или SiSiC, традиционно получают пропиткой жидким кремнием пористой заготовки из смеси порошков карбида кремния и углерода при температурах ~(1750–1900) °С. В отличие от полностью консолидированного горячепрессованного карбида кремния, PC SiC является композиционным материалом, содержащим от 6 до 15 % свободного кремния, который заполняет остаточные поры после реакции. Эта особенность определяет его уникальные свойства: возможность формования сложных деталей с минимальной усадкой и более низкую стоимость производства, но с ограничением по максимальной рабочей температуре (до ~1350 °С), связанным с присутствием легкоплавкой кремниевой фазы [17, 18].

В качестве твердосмазочных композитов на основе SiC также рассматривают материалы с добавками Мо и CaF2. Исследование таких самосмазывающихся композитов выявило рекордные показатели. При использовании 20 % Мо и 30 % CaF2 достигается исключительно низкий коэффициент трения (0,17 при 1000 °С) [19]. Это открывает путь для создания высокотемпературных узлов трения, работающих в условиях сухого трения. Из наиболее интересных исследований в области трибологических свойств PC SiC можно отметить публикацию [20], в которой представлены результаты изучения поведения материала при сухом трении в интервале температур от комнатной до 600 °С с использованием метода pin-on-disk («палец–диск»). Установлено, что коэффициент трения максимален при 300 °С, снижается как при комнатной температуре, так и при 600 °С. При этом скорость изнашивания материала монотонно возрастает с увеличением температуры, что связано с изменением состава продуктов износа (с образованием аморфного и кристаллического SiO2).

Сравнение двух типов карбидокремниевой керамики показывает, что их трибологические характеристики определяются не только химическим составом, но и способом получения, фазовым составом, наличием остаточной пористости или свободного кремния. При этом большинство известных исследований выполнено для одного вида SiC и фиксированного контртела (чаще всего – для пары «карбид кремния–карбид кремния» или «карбид кремния–сталь»). Систематические сравнительные испытания свободно спеченного (CC) SiC и PC SiC в идентичных условиях сухого трения с материалами разного типа (полимеры, стали, бронзы и др.) практически отсутствуют. Таким образом, актуальность данной работы обусловлена такими факторами, как технологическая востребованность, недостаточная изученность влияния типа контртела и практическая значимость.

Цель работы – сравнение трибологических характеристик СС и РС SiC в условиях сухого трения в парах трения с материалами разного типа.

Материалы и методы

Для испытаний использованы карбидокремниевые материалы, полученные методами свободного и реакционного спекания, отличающиеся составом и структурой. Сущность метода свободного спекания заключается в высокотемпературной обработке предварительно спрессованной заготовки из ультрадисперсного порошка SiC и небольшого количества спекающих добавок [10]. Образцы PC SiC получают путем пропитки пористой углеродкарбидокремниевой заготовки жидким кремнием при высокой температуре с последующим химическим синтезом фазы карбида кремния в структуре материала [17]. Регулируя соотношение графита и кремния, можно получить карбидокремниевый материал с включениями графита. Для триботехнических испытаний использовали PC SiC следующего состава, %: 15 – графит, 15 – Si, 70 – SiC.

Для исследований выбраны политетрафторэтилен (ПТФЭ) марки Д-4 и полиамид марки ПА-6, применяемые в большинстве узлов трения. Основным самосмазывающимся материалом в узлах трения является графит. Для испытаний использовали графит марки МПГ-7, обладающий хорошей конструкционной прочностью, и графитонаполненный полиамид марки ПА-6МГ [21].

Триботехнические испытания проводили на трибометре возвратно-поступательного движения по схеме «палец–плоскость». Образцы карбида кремния изготавливали в виде плоскопараллельной призмы, закрепляли на подвижной каретке трибометра, совершающей возвратно-поступательные движения с амплитудой 15 мм. Ответное контртело, представляющее собой штифт диаметром 6,35 мм, закрепляли на неподвижном двухосном датчике силы. Каждое испытание проводили по новому треку подготовленной поверхности карбида кремния [21, 22].

Нагрузку при испытаниях изменяли в диапазоне от 1 до 20 Н. Испытания проведены при скольжении на малых скоростях для выявления действия сил трения страгивания (трение покоя). Скорость скольжения варьировали в диапазоне от 0,001 до 0,005 м/с с шагом 0,001 м/с, в диапазоне от 0,01 до 0,02 м/с – с шагом 0,005 м/с.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Пары трения карбида кремния с фторопластом представляют большой интерес для создания высокоэффективных, надежных и ответственных узлов трения. На рис. 1 приведены зависимости коэффициентов трения от нагрузки при различных скоростях скольжения для СС и РС SiC в паре с ПТФЭ

.

Для пары трения ПТФЭ с СС SiC отмечен низкий коэффициент трения (f = 0,091–0,122). Коэффициент трения характеризуется стабильностью значений и незначительно увеличивается с повышением скорости скольжения и нагрузки на контакт, что свидетельствует о едином механизме трения во всем исследованном диапазоне режимов трения. Это согласуется с данными работы [23], где для систем SiC/ПТФЭ значения f находятся в диапазоне от 0,05 до 0,16.

Для пары трения с РС SiC коэффициент трения имеет значительно больший разброс значений (f = 0,091–0,210), что указывает на нестабильность процесса трения. При низких нагрузках и скоростях скольжения коэффициент трения достигает величины 0,2. С увеличением скорости скольжения и нагрузки на контакт величина f снижается до типичных значений для ПТФЭ (f = 0,092–0,130). Такое поведение коэффициента трения можно объяснить неоднородностью структуры РС SiC. При низких нагрузках и скоростях скольжения велика адгезионная составляющая неоднородной поверхности и необходимы большие усилия на их преодоление. С увеличением нагрузки на контакт и скорости наблюдается межслойное скольжение ПТФЭ как твердой смазки [24]. Полученные результаты хорошо коррелируют с результатами более ранних исследований, где коэффициент трения пар трения с РС SiC варьируется от 0,15 до 0,80, что объясняется влиянием адгезионных процессов на поверхности контакта [25]. Близкие значения f для пар трения с ПТФЭ свидетельствуют о едином механизме взаимодействия трущихся поверхностей, что определяется в основном физико-механическими свойствами фторопласта.

На рис. 2 приведены результаты износа пар трения СС и РС SiC с ПТФЭ. Учитывая высокую твердость карбида кремния, можно принять, что полученные результаты износа относятся к ПТФЭ.

Выявлен общий характер изменения износа пар трения для обоих видов карбида кремния. При низких скоростях и нагрузках износ имеет значительную величину. С увеличением скорости скольжения износ резко снижается во всем диапазоне нагрузок и начиная со скорости >0,005 м/с достигает практически минимального постоянного значения, изменяясь в дальнейшем уже незначительно. При низких скоростях скольжения увеличение нагрузки на контакт также приводит к снижению износа. Такое поведение можно объяснить отсутствием формирования твердосмазочного слоя и затруднительной приработкой при низких скоростях скольжения. В условиях низких скоростей скольжения проявляются эффекты страгивания, сопряженные с повышенным износом. Из данных, представленных на рис. 2, следует, что износ для РС SiC в условиях низких скоростей и нагрузок заметно больше по сравнению с СС SiC. Однако для максимальных режимов испытаний (скорость скольжения 0,02 м/с, нагрузка 20 Н) величины износа для обоих видов SiC выравниваются.

Фторопласт ПТФЭ обладает одним из самых низких коэффициентов трения, но его износостойкость более низкая по сравнению с SiC, имеющего высокую твердость (~29 ГПа [11]). При трении о твердую поверхность SiC сам полимер подвергается интенсивной механической деструкции. Высокая твердость и однородность СС SiC способствуют более эффективной ориентации макромолекул ПТФЭ в приповерхностном слое, формируя высокоупорядоченную структуру с минимальным износом. Неоднородная микроструктура РС SiC, напротив, могла инициировать образование очагов разрушения в ПТФЭ, что привело к увеличению износа и нестабильности трения.

Таким образом, CC SiC является более предпочтительным контртелом для пары с ПТФЭ при работе в условиях низких скоростей и в диапазоне нагрузок 1–20 Н. Он обеспечивает в 1,5–2 раза более низкий и стабильный коэффициент трения, а также значительно меньший износ по сравнению с РС аналогом. Эта особенность CC SiC обусловлена более совершенной микроструктурой, которая способствует формированию защитной переносной пленки из полимера, предотвращающей прямое взаимодействие и разрушение материалов.

На рис. 3 представлены зависимости коэффициента трения СС и РС SiC в паре с нейлоном ПА-6 от скорости скольжения и нагрузки на контакт трения. Испытания показали, что для СС SiC коэффициент трения более стабилен и варьируется в диапазоне 0,143–0,234, тогда как для РС SiC этот диапазон шире (0,124–0,320). Начальное значение коэффициента трения для РС SiC меньше, чем для СС SiC, что может быть связано с отличиями в микроструктуре поверхности карбидного материала, например с наличием свободной фазы кремния и графита у РС SiC.

Однако с увеличением скорости оба материала демонстрируют общую тенденцию к незначительному повышению коэффициента трения, при этом для РС SiC разброс значений значительно больше.

Стабильно малый разброс значений коэффициента трения и минимальный износ свидетельствуют о том, что на поверхности СС SiC формируется равномерная, сплошная и высокоадгезионная переносная пленка из полиамида ПА-6. Это согласуется с данными научно-технической литературы, в соответствии с которыми спеченная керамика демонстрирует способность образовывать стабильные переносные пленки, особенно с композитами на основе полиамида ПА-6 [26–28]. Способность к формированию такой пленки приводит к тому, что дальнейшее трение происходит в слое полимера, а не на границе «полимер–керамика», что кардинально снижает как трение, так и износ. Более высокий и непостоянный коэффициент трения РС SiC указывает на нестабильность или отсутствие сплошной переносной пленки на его поверхности.

Выявлен однотипный характер зависимости износа от скорости скольжения независимо от нагрузки для пар трения с СС и РС SiC (рис. 4). Пара трения с РС материалом отличается практически на порядок большей величиной износа во всем диапазоне скоростей и нагрузок.

Однородная структура СС SiC способствует формированию адгезионной пленки полимера ПА-6 на поверхности контакта трения с SiC, в дальнейшем выполняющей функцию твердой смазки. Высокая твердость керамики и, возможно, особенности разнородной микроструктуры РС SiC приводят к интенсивному абразивному износу полимера и затруднению образования адгезионной пленки, что проявляется в виде высокого износа.

При низких нагрузках и скоростях скольжения в паре трения нейлона с карбидом кремния адгезионная пленка формируется затруднительно, в результате чего наблюдается повышенный износ. В случае достаточной нагрузки на контакт трения и скорости скольжения для образования твердосмазочной полимерной пленки износ резко снижается и достигает стабильной величины.

Испытания с графитонаполненным нейлоном марки ПА-6МГ показали существенное увеличение коэффициента трения для обоих типов карбида кремния по сравнению с полиамидом ПА-6, что является неожиданным результатом (рис. 5). Вместо снижения силы трения за счет присутствия твердой смазки (графита) коэффициент трения увеличился в 1,4–1,7 раза.

Поведение пар трения SiC с полиамидами ПА-6МГ и ПА-6 аналогично. Пара трения с СС SiC демонстрирует стабильные значения коэффициента трения во всем диапазоне исследованных скоростей скольжения и нагрузок в отличие от РС SiC.

Износ пары трения с графитонаполненным полиамидом ПА-6МГ меньше, чем для чистого нейлона ПА-6 (рис. 6). Следует отметить, что в паре трения с РС SiC износ немного меньше по сравнению с СС SiC. По-видимому, графит увеличивает жесткость нейлона, что приводит к увеличению коэффициента трения, но в то же время улучшает износостойкость.

При повышении скорости возрастает температура в зоне контакта. Это приводит к переходу в высокоэластическое состояние полиамида ПА-6МГ, что позволяет переносной пленке лучше подстраиваться под микрорельеф поверхности и «залечивать» дефекты. Присутствующий графит, вероятно, способствует формированию стабильной композиционной фрикционной пленки. В итоге снижается прочность адгезионных связей, трение переходит в менее энергоемкий режим, резко сокращается износ и значение коэффициента трения стабилизируется на новом уровне [29].

В данных парах трения действие графитового наполнителя носит двойственный и отчасти негативный характер. В паре трения с полиамидом ПА-6 основное значение имеет формирование переносной пленки из полимера. Графит обладает слоистой структурой с низкой энергией сдвига между слоями [30, 31]. Графит «соревнуется» с полиамидом ПА-6 за адгезию к более твердой керамической поверхности. Рыхлая структура РС SiC, по-видимому, не способствует формированию стабильной несущей способности переносной пленки из полиамида. Графит, выступая в качестве разделителя, еще сильнее дестабилизирует этот процесс.

Анализ результатов, полученных при трении керамики на основе SiC с графитом МПГ-7, выявляет значимые отличия от поведения пар трения с полимерными контртелами (рис. 7).

Коэффициент трения для СС SiC с увеличением скорости скольжения и нагрузки линейно повышается во всем исследованном интервале, не достигая стабильного значения (рис. 7, а). Исключением являются самые низкие значения скорости скольжения (0,001–0,015 м/с) и нагрузки (1 Н), при которых наблюдаются повышенные значения f. При этих режимах, по-видимому, недостаточно усилий для активации межплоскостного скольжения графита, а также велико влияние сил страгивания.

В случае с РС SiC наблюдается практически стабильное значение коэффициента трения (рис. 7, б), что свидетельствует о едином механизме трения для всего исследованного диапазона скоростей и нагрузок.

Значительный разброс значений коэффициента трения для СС SiC, особенно при низких скоростях, указывает на нестабильный, переходный режим трения (так называемый running-in). Пара трения с PC SiC обладает большей предрасположенностью к образованию граничного слоя при малых скоростях. Важно отметить, что меньший разброс значений свидетельствует о более раннем выходе процесса на стабильный режим.

Для пары трения с графитом наблюдается зависимость износа от скорости скольжения и нагрузки, характерная для пар трения с полимерными материалами (рис. 8). Резкое уменьшение износа с увеличением скорости и нагрузки свидетельствует о типичных механизмах трения, связанных с преодолением режимов трения страгивания и формированием твердосмазочной пленки, разделяющей трущиеся поверхности. Графит МПГ-7 – это мелкозернистый высокоплотный материал с многослойной кристаллической решеткой, который действует как твердая смазка: частицы углерода легко отслаиваются, создавая защитную пленку [32].

При трении SiC и графита МПГ-7 достигается равновесие между процессами образования и разрушения фрикционной пленки. Ее формирование подтверждается резким снижением износа, уменьшением разброса коэффициента трения и его стабилизацией на более высоком уровне, характерном для режима трения «графит по графиту». Лучшая совместимость PC SiC с графитом обусловлена его гетерогенной микроструктурой (наличие свободного кремния и углерода) [33, 34]. По-видимому, твердосмазочная адгезионная пленка графита предпочтительнее формируется на кремнии и углероде в отличие от карбида кремния, что также подтверждается меньшим износом пары трения с PC SiC.

Заключения

Проведенные трибологические испытания двух типов керамики в паре с полимерными и углеродными материалами (ПТФЭ, полиамиды ПА-6 и ПА-6МГ, графит МПГ-7) позволили установить ключевые закономерности трения, определяющие выбор карбидокремниевого материала для конкретной пары трения и условий эксплуатации.

Испытания при низких скоростях скольжения и нагрузках на контакт трения выявили единую закономерность – высокий износ. Такое поведение объясняется действием сил страгивания и недостаточными условиями формирования твердосмазочной пленки. Как только преодолевается барьер механики трения по формированию твердосмазочной пленки на поверхности, наблюдаются резкое снижение общего износа и стабилизация коэффициента трения.

Основное различие между СС и РС SiC заключается в их способности формировать стабильную твердосмазочную пленку на поверхности трения. Обладая плотной однородной микроструктурой и высокой твердостью, СС SiC обеспечивает равномерную адгезию полимерных материалов уже при минимальных скоростях скольжения и нагрузках на контакт. Это проявляется в устойчиво низком и воспроизводимом коэффициенте трения и минимальном износе. Пары трения СС SiC с полимерами можно считать антифрикционными – они эффективно работают в узлах трения, где требуются долговечность и стабильность момента сопротивления.

Напротив, РС SiC демонстрирует высокую вариабельность трибологических характеристик в паре трения с полимерами при малых скоростях и нагрузках. Его гетерогенная структура препятствует раннему формированию сплошной твердосмазочной пленки из полимера. Однако после превышения пороговых значений скорости и нагрузки износ резко снижается, а трение стабилизируется. Следует отметить, что пары трения РС SiC с графитонаполненным полиамидом ПА-6МГ и графитом МПГ-7 имеют преимущество по величине износа. Графитовая твердосмазочная пленка на поверхности трения РС SiC гораздо устойчивее, чем на СС SiC. Триботехнические характеристики пары трения РС SiC с полиамидом ПА-6МГ занимают промежуточное положение: коэффициент трения для РС SiC больше, чем для СС SiC, а износ меньше. В парах трения с графитсодержащими материалами РС SiC имеет преимущество перед СС SiC. Такие пары трения отличаются высокой несущей способностью и возможностью работать при повышенных температурах. Следует отметить, что для пары с полиамидом ПА-6МГ коэффициент трения увеличился по сравнению с полиамидом ПА-6, поэтому также предпочтительнее для графитонаполненного полиамида применять СС SiC.

В реальных узлах трения карбидокремниевая керамика часто взаимодействует с металлическими и твердосплавными элементами. Во второй части статьи будут приведены результаты испытаний тех же образцов СС и РС SiC в парах с конструкционными сталями, бронзами, чугуном и твердым сплавом в условиях сухого трения при низких скоростях. Анализ этих данных позволит завершить сравнительную оценку и дать практические рекомендации по применению пар трения «керамика–металл», где механизмы износа принципиально отличаются от пар трения «керамика–полимер».