Введение

Современное развитие таких отраслей промышленности, как авиационная, энергетическая, машиностроительная и др., связано с разработкой и внедрением новых материалов, обеспечивающих работоспособность ответственных узлов и конструкций в условиях эксплуатации. К числу таких материалов относятся материалы антифрикционного назначения, которые должны характеризоваться низким коэффициентом трения (не более 0,5), высокими износостойкостью и несущей способностью [1–5].

Наиболее низкими значениями коэффициента трения (от 0,1 до 0,3) обладают такие материалы, как графит, нитрид бора, дисульфид молибдена, что обусловлено особенностями их слоистого строения. Однако низкие механические свойства указанных материалов накладывают ограничения на их несущую способность и долговечность. В связи с этим в последнее время в качестве новых антифрикционных материалов большой интерес представляет нанослойная керамика на основе MAX-фаз, которая имеет слоистую структуру, схожую со структурой графита и нитрида бора, и тем самым может характеризоваться хорошими антифрикционными свойствами. Для данного класса материалов возможно скольжение вдоль базисной плоскости, что обеспечивается низкой энергией связи между плоскостями спайности. Для начала скольжения атомных слоев необходимо преодолеть энергетический барьер связи атомов, дальнейшее движение атомов вдоль плоскостей не требует больших энергетических затрат, так как их энергетическое состояние при перемещении по плоскости не изменяется. Деформация MAX-фаз происходит с формированием излома и полосы сдвига, с расслаиванием отдельных зерен. Дислокации легко зарождаются и обладают высокой подвижностью при комнатной температуре [6–8].

Большинство материалов на основе MAX-фаз сочетают свойства керамики и металлов: высокий модуль упругости, относительно низкая твердость, низкая плотность, высокая химическая и коррозионная стойкость, устойчивость к тепловым ударам. Материалы данного класса обладают хорошей электро- и теплопроводностью, устойчивостью к высокотемпературному окислению, высокой радиационной стойкостью и хорошо обрабатываются механически. Наиболее перспективным из них является карбосилицид титана Ti₃SiC₂, который относится к термодинамически стабильным соединениям семейства наноламинарных соединений [9–19].

В табл. 1 представлена сравнительная характеристика параметров кристаллической решетки графита, гексагонального нитрида бора и карбосилицида титана, на рис. 1 – модель слоистой кристаллической структуры Ti₃SiC₂ [20–22].

Таблица 1

Параметры кристаллической решетки слоистых материалов

Рис. 1. Модель слоистой кристаллической структуры Ti₃SiC₂

Из данных табл. 1 видно, что наиболее вероятен сдвиг между атомными слоями базисных плоскостей Ti и Si в виду большей длины связи между атомами Ti–Si в слоях кристаллической структуры.

Несмотря на перспективность материалов на основе MAX-фаз для применения в узлах трения, работ по изучению их триботехнических характеристик сравнительно немного. Так, с использованием метода латерально-силовой микроскопии (которая фиксирует силу трения между атомами поверхности образца и кантилевера) на базисных плоскостях Ti₃SiC₂ или расслаиваниях по плоскостям спайности кристалла Ti₃SiC₂ [7] показано, что эти базисные плоскости характеризуются сверхнизкими коэффициентами трения (2–5)·10^-3 в паре трения с контртелом из Si₃N₄. Эксперименты проводили в атмосфере воздуха и в вакууме на образцах материала с размером зерна до 15 мкм. Авторами работы также проведены испытания образцов в форме дисков из поликристаллического Ti₃SiC₂ в атмосфере воздуха в паре трения со сталью при нагрузке 0,15–0,9 Н. Коэффициент трения составил 0,11–0,12 [7].

В работе [8] представлены результаты исследований по изучению антифрикционных свойств материалов на основе Ti₃SiC₂ с мелкозернистой и крупнозернистой структурой в атмосфере воздуха при комнатной температуре. Коэффициент трения определяли по схеме трения «палец–диск», в качестве контртела использовали стальной шарик диаметром 9,5 мм, подаваемая нагрузка составляла 5 Н, скорость скольжения 0,1 м/с, путь трения 46,3 м. Испытания на износостойкость проводили в контакте с алмазной шкуркой. По результатам испытаний установлено, что для материалов характерна начальная стадия трансформации, при которой коэффициент трения увеличивается линейно с 0,15 до 0,45, а затем постепенно растет до значения 0,83. Определено, что начальная стадия перехода более длительная для крупнозернистого материала. Среднее значение износа при скольжении составило 4,25·10^-3 и 1,34·10^-3 мм³/(Н·м) для материалов с мелкозернистой и крупнозернистой структурой соответственно; при испытаниях в контакте с алмазной шкуркой скорость износа соответственно составила 6,14·10^-2 и 3,96·10^-2 мм³/(Н·м).

В работе [9] представлены результаты исследований износа и коэффициента трения материалов на основе карбосилицида титана Ti₃SiC₂, содержащих до 7% (по массе) TiC, в паре трения с контртелом из стали по схеме трения «палец–диск» при различных нагрузках. Показано, что изменение нагрузки с 7,7 до 14,7 Н при постоянной скорости скольжения 0,7 м/с приводит к незначительному увеличению коэффициента трения – с 0,4 до 0,5, износ увеличивается линейно со скоростью 9,9·10^-5 мм³/(Н·м). В процессе испытаний на дорожке трения диска Ti₃SiC₂ зафиксированы продукты износа, представляющие собой частицы материалов пары трения, в то время как на поверхности стального пальца в основном присутствуют продукты износа стали. При этом на стальном пальце наблюдался эффект микрорезания – основной механизм абразивного износа, который определяется разрушением и расслоением зерен, переносом материала на поверхность диска карбосилицида титана с последующим адгезионным износом стали.

В работе [10] исследован процесс сухого трения Ti₃SiC₂ с контртелами из Ti₃SiC₂ и алмаза при возвратно-поступательном движении по схеме «палец–диск». Коэффициенты трения Ti₃SiC₂ в контакте с контртелом из Ti₃SiC₂ достигают значений 1,16–1,43, в то время как коэффициенты трения для пары трения Ti₃SiC₂/алмаз находятся в интервале значений 0,06–0,1. Низкие коэффициенты трения пары Ti₃SiC₂/алмаз авторы объясняют образованием пленки на поверхности Ti₃SiC₂, аналогичной той, что образуется при трении графита.

Авторы работы [6] также изучали триботехнические свойства Ti₃SiC₂ с мелкозернистой и крупнозернистой структурой в паре трения с контртелами из стальных и нитридокремниевых (Si₃N₄) шаров. Установлено, что процессы трения протекают в две стадии. На первой стадии (стадии приработки) независимо от размера зерна коэффициент трения исследуемого материала не превышает: 0,15 – в паре трения со сталью и 0,11 – в паре трения с Si₃N₄. При этом пленка продуктов трения состоит из оксида титана и карбидов, но не содержит кремния. На следующей стадии процесса трения коэффициент трения увеличивается: до 0,25–0,4 – в паре трения со сталью и до 0,35–0,45 – в паре трения с Si₃N₄, продукты износа на поверхности Ti₃SiC₂ содержат железо (для стали) или смесь частиц обоих материалов пары трения (для Si₃N₄).

В работе [12] приведены результаты исследования процесса сухого трения карбосилицида титана Ti₃SiC₂ при комнатной температуре с контртелами из Ti₃SiC₂, Al₂O₃, Si₃N₄, SiC и подшипниковой стали (GCr15). Испытания проводили по схеме трения «палец–диск» с возвратно-поступательным движением и частотой 10 Гц. Нагрузка на пару трения составляла 34 Н, что эквивалентно давлению ~1,5 ГПа. Наименьший коэффициент трения 0,43 и скорость износа 2,09·10^-4 мм³/(Н·м) характерны для пары трения Ti₃SiC₂/SiC; для пары трения Ti₃SiC₂/GCr15 они составляют 0,63 и 3,67·10^-4 мм³/(Н·м) соответственно. Самый высокий коэффициент трения (1,30) зафиксирован для пары трения Ti₃SiC₂/Al₂O₃, а самая высокая скорость износа – для пары трения Ti₃SiC₂/Ti₃SiC₂ (1,87·10^-3 мм³/(Н·м)). Определены два механизма износа: механический износ и износ в результате окисления. Механический износ превалирует в случае работы Ti₃SiC₂ в парах трения с контртелами из Ti₃SiC₂, Si₃N₄ или Al₂O₃. В случае пары трения Ti₃SiC₂/SiC в процессе испытаний преобладает окислительный износ, а на поверхностях трения формируется пленка из оксидов, которая защищает их от прямого контакта, при этом снижаются коэффициент трения и износ.

В работе [13] выявлено, что в процессе сухого трения в атмосфере воздуха с контртелом из углеродистой стали при скорости скольжения 20 м/с для спеченного Ti₃SiC₂ характерны коэффициент трения 0,27 и скорость износа 1,37·10^-6 мм³/(Н·м).

В работе [14] исследованы триботехнические свойства Ti₃SiC₂ в паре трения со сталью в условиях сухого трения при фреттинге (трении с малым перемещением, не превышающим размеры пятна контакта) при нагрузке от 1 до 10 Н. Коэффициент трения составил 0,5–0,6, а скорость износа ~10^-5 мм³/(Н·м). Установлено, что фреттинг-износ сопровождается окислением с образованием оксидов TiO₂, SiO₂ и Fe₂O₃.

В работе [15] представлены результаты испытаний на износ композиционных материалов Ti₃SiC₂–TiC по схеме трения «шарик–диск», в качестве контртела использовали шарики из Al₂O₃ и Si₃N₄. Образцы материалов получены методом искрового плазменного спекания при температурах 1050, 1250 и 1450°C. Максимальный износ наблюдается для образцов, спеченных при температуре 1250°C, минимальный – для образцов, спеченных при температуре 1050°C, что может быть объяснено изменением количественного содержания TiC в спеченном материале. Образцы, спеченные при температуре 1250°C, содержали ~1,5% (по массе) TiC, тогда как образцы, спеченные при 1050°C: 51,25% (по массе) TiC. Поскольку TiC имеет значительно более высокую твердость (23,5 ГПа) по сравнению с Ti₃SiC₂ (6 ГПа), нормальная нагрузка на Ti₃SiC₂ во время испытаний значительно снижается в его присутствии, что уменьшает эффект абразивного износа или разрушения на контактных поверхностях и приводит к меньшей потере массы образцов. В процессе трения в первые 10 мин инициируется механический износ, вызывая резкое увеличение коэффициента трения. После стадии приработки в процессе дальнейших испытаний образовавшиеся частицы износа вызывают абразивный износ за счет взаимодействия с двумя поверхностями трения. Средний коэффициент трения для образцов, спеченных при температурах 1250 и 1450°C, составил ~0,85.

В табл. 2 обобщены научно-технические литературные сведения по триботехническим свойствам материалов на основе карбосилицида титана.

Таблица 2

Триботехнические свойства материалов на основе карбосилицида титана

Таким образом, анализ научно-технических литературных данных показал, что на триботехнические свойства Ti₃SiC₂ существенное влияние оказывает не только материал контртела, но и условия проведения испытаний (температура, скорость скольжения, приложенная нагрузка, атмосфера).

В связи с этим цель данной работы заключалась в изучении влияния температуры испытаний на триботехнические характеристики материла на основе слоистого карбосилицида титана, полученного методом искрового плазменного спекания.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 12. «Металломатричные и полиматричные композиционные материалы» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].

Материалы и методы

Образцы материала для триботехнических испытаний получали синтезом из элементарных порошков с применением метода искрового плазменного спекания. В качестве исходных компонентов использовали порошок титана марки ПТМ-1 (ТУ14-22-57–92), кремний кристаллический марки Кр00 (ГОСТ 2169–84), пиролитический графитовый порошок марки «ос.ч» (ГОСТ 16138–78). Предварительно проводили помол кристаллического кремния в планетарной мельнице с последующим просевом на ситах и отбором фракции 40–80 мкм. Все компоненты шихтовали в соответствии с атомным составом брутто-формулы карбосилицида титана Ti₃SiC₂. Полученную шихту гомогенизировали в V-образном смесителе с шарами из стали ШХ15, используемыми в качестве активирующих тел. Процесс консолидации гомогенизированной шихты проводили методом искрового плазменного спекания с применением гибридного нагрева при температуре 1500°C. Данная температура выбрана на основании проведенных ранее исследований по изучению влияния технологических параметров спекания на состав и структуру материала [23, 24].

Из спеченных заготовок методом электроэрозионной резки изготавливали образцы в виде цилиндра диаметром 6,35 мм и высотой 20 мм.

Триботехнические испытания проводили на машине трения UMT-TriboLab по схеме трения «палец–диск» в соответствии с ASTM G99-05. В качестве контртела использовали диски из жаростойкой стали ЭП866 и твердого сплава ВК6. Для обеспечения заданной температуры испытания вращательный привод оснащен камерой нагрева. Испытания на трение проводили при температурах 20, 100, 200, 300 и 400°C, нагрузка на пару трения составляла от 1 до 5 H с шагом в 1 Н, скорость скольжения – от 0,1 до 0,5 м/мин с шагом в 0,1 м/мин.

Исследование микроструктуры проводили на электронном растровом микроскопе Hitachi SU 8010, оснащенном энергодисперсионным детектором Oxford Instruments X-Max N.

Результаты и обсуждение

По результатам проведенных ранее исследований установлено, что фазовый состав материала представлен фазами карбосилицида титана Ti₃SiC₂, карбида титана TiC и низшего силицида титана Ti₅Si₃ [24]. Микроструктура и рентгенограмма полученного материала представлены на рис. 2. Видно (рис. 2, а), что материал характеризуется слоистой структурой, разрушение материала протекает по плоскостям спайности.

Рис. 2. Микроструктура (а) и рентгенограмма (б) полученного материала

С применением метода вдавливания алмазной пирамиды Виккерса исследован характер разрушения материала. На рис. 3 представлен снимок отпечатка алмазной пирамидки микротвердомера. При вдавливании алмазной пирамидки наблюдается сдвиг блока материала от ее грани. Можно предположить, что этот сдвиг протекает вдоль базисных плоскостей, что, в свою очередь, может свидетельствовать о менее прочных межатомных связях в базисных параллельных слоях.

Рис. 3. Снимок отпечатка алмазной пирамидки микротвердомера

В данной работе проведены триботехнические испытания материала на основе карбосилицида титана при температурах от 20 до 400°C. Это обусловлено тем, что увеличение температуры может способствовать активации молекулярных связей и ослаблению межатомного взаимодействия между слоями плоскостей спайности кристалла Ti₃SiC₂, т. е. облегчению межслойного сдвига и, как следствие, снижению значений силы и коэффициента трения.

При проведении испытаний в паре трения со сталью ЭП866 установлены зависимости коэффициента трения от скорости скольжения и приложенной нагрузки (рис. 4). Установлено, что при температурах испытаний 20 и 100°C с увеличением скорости скольжения коэффициент трения возрастает, при других температурах коэффициент трения в зависимости от скорости скольжения изменяется незначительно.

При увеличении температуры испытания с 20 до 100°C и при сопоставимых параметрах нагрузки и скорости скольжения наблюдается снижение значения коэффициента трения на 0,05 (рис. 4). Однако при дальнейшем увеличении температуры испытания до 200°C происходит существенное увеличение значений коэффициента трения – в среднем на 0,2. Этот эффект связан с качественным изменением поверхностей трения, что может быть объяснено десорбцией адсорбированной влаги и газов с поверхности. В процессе трения также может происходить изменение состава оксидных пленок на поверхностях трения или их частичное или полное разрушение в результате механического воздействия и размягчения основы при повышении температуры.

С целью исключения фактора влияния природы материала контртела на результаты триботехнических испытаний проведены аналогичные исследования в паре трения с твердым сплавом ВК6 (рис. 5).

Рис. 4. Зависимость коэффициента трения полученного материала в паре трения со сталью ЭП866 от скорости скольжения (а) и приложенной нагрузки (б)

Рис. 5. Зависимость коэффициента трения полученного материала в паре трения с твердым сплавом ВК-6 от скорости скольжения (а) и приложенной нагрузки (б)

Показано, что при смене материала контртела характер температурной зависимости коэффициента трения для полученного в работе материала не изменяется. С увеличением температуры испытаний с 20 до 100°C коэффициент трения снижается (рис. 5). Дальнейшее повышение температуры испытаний до 200°C приводит к резкому росту значений коэффициента трения на 0,2. С последующим повышением температуры испытаний до 300 и 400°C наблюдается снижение значений коэффициента трения. В среднем снижение значений коэффициента трения оценивается как 0,05 на 100°C, что можно объяснить снижением энергии связи между атомами в плоскостях спайности при повышении температуры.

Аналогичная зависимость триботехнических свойств от температуры испытаний характерна для графита – при увеличении температуры испытаний до 80°C коэффициент трения резко возрастает, что связано с десорбцией кислорода и влаги и приводит к катастрофическому износу [25].

Заключения

Таким образом, в данной работе показана возможность получения с применением метода искрового плазменного спекания материала на основе слоистого карбосидицида титана со значениями триботехнических свойств на уровне таких материалов, как графит и нитрид бора. Однако необходимо проведение дополнительных исследований по изучению поведения полученного материала в паре трения с керамикой и металлокерамикой.