книги из ГПНТБ / Кацура, А. А. Высокотемпературное трение окисных керамик на основе корунда
.pdfна машине трения типа Амслора по схеме: вращающийся металлический ролик в контакте с плоским образцом из окиси алюминия. Исследовались минералокерамические образцы в исходном состоянии в паре с роликами из меди Ml и отожженной стали при удельной нагрузке 30— 70 кГ/мм2 и скорости скольжения 0,5 м/сек. Сухое трепне стали и меди Ml по ЦМ-332 характеризовалось в этих усло виях значениями коэффициента трения порядка 0,4 н- 0,5. При использовании для уменьшения трения различных смазок было установлено, что лучшей смазкой является глицерин, снижающий коэффициент трения мниералокерамики по меди до 0,01—0,05 и по стали до 0,05—0,06. В значительной мере уменьшению трения способствует предварительное нанесение на минералокерампку покры тий, особенно окиси меди и серебра. Топкое шлифование
иполирование керамики также снижают трение, что Мишкпнд объясняет уменьшением интенсивности схваты вания.
Сравнительные исследования изнашивания различ ных видов спеченного корунда при трении его о металлы
иабразивные материалы проводились Н. М. Павлушки ным [50], который показал, что корунд, модифицирован ный окисыо магния, имеет в 3 раза меньший износ, чем чистый корунд. При этом наибольший износ наблюдался при трении корунда по алюминию.
Трение окисной керамики по металлам при высоких температурах исследовали Петерсон и Ли [51]. Испытания
проводились на воздухе до' ~ 900° С. Было ноказано, что в процессе трения происходит перенос более мягкого металла на сопряженную керамическую поверхность, пос ле чего трение пары металл-керамика, если нет химичес кого взаимодействия трущихся материалов, определяется природой перенесенного металла.
Трение закаленной стали по Al20 3, MgO и Zr02 было аналогично трепню одноименных стальных образцов. На рис. 4 показана зависимость коэффициента трения от температуры при трении закаленной инструментальной стали по А130 3. Д ля пары никель-хромовый сплав (73%Ni— 15% Сг) — А120 3 при высоких температурах наблюдается зависимость коэффициента трения от времени, хотя для одноименных образцов NiCr трение от времени не зависит. Кроме того, износ пары металл-керамика значительно выше. Такое явление авторы связывают с окислением пе-
21
ренесеппого металла. Образовавшаяся окисйая плеийа начинает царапать металлическую поверхность, способ ствуя дальнейшему переносу металла на сопряженную поверхность. Однако это происходят не всегда. Если обра зующиеся на поверхности перенесенного металла окислы мягкие, как, например, при трении Ni — Мо сплава по А120 3, то увеличения трения и износа не наблюдается.
Рис. 4. Зависимость коэф фициента тройня окиси алю миния по закаленной ин струментальной стали от температуры на воздухе [51]
1 — охлаждение; г — нагрев
Таким образом, при треиин тугоплавких окислов по металлам, как показали рассмотренные выше исследова ния, почти во всех случаях происходит перенос металла на поверхность окисла. В результате трение такой нары определяется свойствами металла.
При трений па воздухе (особенно при нагреве) метал лические поверхности основного металла и перенесенного окисляются п дальнейшее взаимодействие поверхностей характеризуется свойствами образовавшихся окисных пле нок.
Взаимодействие окисла с металлом при трении в зна чительной мере зависит от способности металла образовы вать окислы. При треппп благородных металлов, не обра зующих устойчивых окислов, получены более низкие значения коэффициентов трения. Трение поликристалличеекпх окислов по металлам выше, че^я монокристаллических.
2. Твердость окислов при высоких температурах
Механические свойства материала, как известно, яв ляются одним из основных факторов, определяющих его поведение при трении. Чтобы объяснить или предсказать характер трения материала при высоких температурах, необходимо знать его механические свойства в этих усло виях. Среди многочисленных методов определения проч-
22
постных свойств материалов, пожалуй, самым доступ ным п распространенным является метод испытания на твердость. А для хрупких материалов, таких, как туго плавкие окислы, которые олень трудно поддаются обра ботке и деформированию, метод измерения твердости и мпкротвердостп является основным при изучении их свойств [52—55j. Кроме твердости при этом определяется хруп кость [56—58], абразивная способность [59], а при повы шенных температурах — ползучесть [60J. Метод измере ния горячей твердости пригоден и для изучения таких
явлений, как диффузия и |
полиморфные превращения |
в материалах при высоких температурах. |
|
Температурные пределы |
измерения горячей твердости |
тугоплавких окислов ограничиваются материалом индентора. По твердости окись алюминия из природных ми нералов уступает лишь алмазу. Однако алмаз в качестве иидентора может быть использован только до 1100° С (из-за наступающей графитизации). Использование в ка честве нндеиторов других тугоплавких материалов, на пример карбида бора [61], может привести к химическому взаимодействию между образцом п пндеытором. При высо ких температурах твердость может быть измерена мето дом сдавливания двух одинаковых перекрещивающихся стержней круглого или квадратного поперечного сечения с последующим измерением отпечатка [62, 63]. Однако применение такого метода к окислам связано с определен ными трудностями.
Измерение горячей твердости ряда материалов, в том числе монокристалла окиси алюминия (сапфира), произ водил Фптцжеральд [64] с помощью динамического метода (удар сферического холодного индеитора из карбида воль фрама по горячему образцу). Величину твердости харак теризовала высота отскока шарика. Измерения были проведены па плоскости (2243). При 1500° С твердость сапфира по сравнению с полученной при комнатной тем пературе упала, по данным [32], всего на 1%. Столь незна чительное изменение твердости связано, по-видимому, с малым временем нагружения (время удара составляло несколько микросекунд).
Г. В. Бокучава [65] определял методом вдавливания иидентора горячую твердость монокристаллической окиси алюминия (рубина и электрокоруида) п получил сильно отличающиеся результаты. Измерения производились в
вакууме до 1300° С. В качестве нндентора использовалась алмазная пирамида. Нагрев осуществлялся пропусканием тока через металлическую пластину, в которой был зачекаиен испытуемый образец. Индентор не нагревался. Применялись нагрузки 50—300 Г. Полученные значения горячей твердости (в кГ/млС1) приведены ниже:
Температура, °С |
500 |
600 |
700 |
800 |
900 |
Рубин |
2 020 |
2 500 |
2 200 |
2150 |
2 000 |
Элсктрокорупд |
2 350 |
2 250 |
2 050 |
1 850 |
1 490 |
Температура,°С |
1000 |
1100 |
1200 |
1 300 |
|
Губпп |
1490 |
1 250 |
660 |
590 |
|
Элсктрокорупд |
1 250 |
980 |
570 |
410 |
|
Приведенные значения несколько завышены из-за местного «подслуживання» материала холодным индентором (теплопроводность алмаза очень велика). Если по этим данным построить зависимость Н = f (Т), то она не будет прямолинейной — при 1100° С намечается перегиб.
А. И. Бетапелн [66] исследовал горячую твердость полпкристаллической окиси алюминия (мипералокерамическпх пластин ЦМ-332). Испытания проводились на возду хе, в качестве нндентора был применен наконечник из ЦМ-332, нагретый до меньшей температуры, чем испытуе мый образец. Нагрузка составляла 250 кГ. В интервале температур 400 -ы 1100° С А. И. Бетапелн получил пря молинейную зависимость твердостп. Экстраполяцией по лучены значения твердости ~ 1400 кГ/мм2 при комнатной температуре н ~ 650 кГ/мм2 при 1200°. При испытаниях была отмечена крайне низкая стойкость керамических нидеиторов.
Н. Ф. Казаков [67] измерял твердость керами ЦМ-332 в вакууме на приборе М. Г. Лозинского [68] алмаз ными ииденторами. Испытанный керамический материал обладал следующими свойствами: удельный вес 3,93— 3,98 г/см3, предел прочности на изгиб до 40 кГ/см2, пре дел прочности на сжатие — 500 кГ/мм2. Твердость изме рялась от комнатной температуры до 1000° С. С повыше нием температуры первоначальная твердость (2050 кГ/мм2) снижалась до 720 кГ/мм2 при 1000° С.
Исследованием горячей твердости ряда окислов зани мался Вестбрук [69]. Измерения проводили в вакууме при медленном непрерывном изменении температуры (без
24
изотермических выдержек). В качестве ппдептора исполь зовали алмазную пирамиду. Нагрузка иа пндентор была от 50 до 100 Г. Вестбрук исследовал изменение твердости при нагреве до 900° С многих простых и сложных окислов, в том числе окислов алюминия и магния, шпинели (MgAl20 4) и циркона (ZrSi04). Температурные зависимо сти твердости почти всех испытанных окислов, представ ленные в полулогарифмической системе координат, имели
Рис. 5. Температурная зависимость-твердости полпкрпсталлнческпх окислов [69]
Рис. 6. Температурная зависимость твердости монокристалла окиси магния [63]
перегибы. Для окиси алюминия такой перегиб наблюдал ся при 500° С, для окиси магния — при 900° С, а для шпи нели (MgAl204) в интервале температур испытания четкого перегиба обнаружено не было.
Температурные зависимости твердости, построенные по данным Вестбрука для А120 3, MgO и MgAl20 4, приведены н а . рис. 5. Твердость окиси алюминия изменяется от ~ 2000 кГ/мм2при комнатной температуре до ~ 600 кГ/мм2 при 900° С. Большое снижение значений твердости с на гревом характерно и для окиси магния. Температурная зависимость твердости для шпинели, как и для других сложных окислов, имеет более пологий характер. Твер дость ее изменяется от ~ 1300 кГ/мм2 при комнатной тем пературе до ~ 950 кГ/мм2 при 900° С. Наличие перегибов
25
на температурных зависимостях твердости Вестбрук свйзывает с изменением характера взаимодействия дисло каций с примесями и другими дефектами в кристалле. Вестбрук по учитывает в л и я н и я границ зерен, так как считает, что при малых нагрузках (50 Г) даже при высо ких температурах отпечаток меньше размера зерна и все измерения относятся к области монокристалла.
Аткинс и Тейбор 162, 63J исследовали горячую твер дость монокристаллов окиси магния в интервале темпе ратур 600° -ь 1700° С методом сдавливания перекрещи вающихся призм. Нагрузка составляла ~ 26 кГ, ско рость нагружения — 1,4 кГ/сек. Полученная в результате температурная зависимость твердости (рис. 6) имеет пере гиб в интервале температур 800—900° С. При этом отмеча лось, что до температуры перегиба сдавливание сопровож далось растрескиванием материала, а при более высоких температурах трещины не образовывались.
3. Задачи исследования
Анализируя имеющиеся в литературе сведения о тре пни тугоплавких окислов, можно сделать следующие вы воды. Трение и износ тугоплавких окислов, перспектив ных конструкционных материалов для работы при высоких температурах и в условиях агрессивных сред, исследова ны недостаточно. При этом наиболее полно изучены харак теристики трения мопокристаллпческпх окислов. Иссле дованы вопросы, связанные с анизотропией трения моно кристаллов по различным кристаллографическим плоско стям и направлениям п влиянием поверхностных пленок на трение (испытания на воздухе и в вакууме). Ряд работ посвящен исследованию трения и износа сапфира в сопря жении со сталыо. Однако очень мало проведено исследо ваний при высоких температурах. Максимальная темпе ратура испытапий не превышала 1300° С.
В связи с высокой стоимостью п сложностью получе ния монокристаллов окислов достаточной величины, их нельзя рассматривать как конструкционный материал широкого применения. Более перспективными являются керамики на основе тугоплавких окислов — спеченные полпкристаллические материалы. Зернистая структура полнкристаллического материала существенно влияет на
26
его физико-механические, а следовательно, п фрикцион ные свойства.
Всвязи с использованием мппералокерамикп (А12Оя)
вкачестве режущего инструмента, немало работ посвя щено трению керамики в сочетании с обрабатываемыми металлами. Однако имеющиеся данные по треишо полп-
кристаллическнх окислов относятся главным образом к невысоким температурам. Из исследовании при высо ких температурах можно назвать лишь работу Коффина [42], посвященную влиянию па трение и изиос взаимной растворимости в твердом состоянии трущихся материа лов и их химического взаимодействия. Им испытывалось трение окислов па воздухе до 1200° С. Не исследовано трение поликристаллических окислов в вакууме выше 500° С. Не определено влияние нагрузки и качества по верхностей трения при различных температурах. Нет дан ных по износостойкости керамических материалов па ос нове тугоплавких окислов при высоких температурах, а также по влиянию технологии изготовления и способа подготовки поверхностей на характеристики треппя п из носа. Отсутствуют практические рекомендации, направ ленные на снижение трения и износа, особенно при высо ких температурах.
Задачей проведенных нами исследований было опре деление температурных зависимостей коэффициента тре ния окисных керамик при температурах до 1500° С в ва кууме и на воздухе. В качестве объекта исследования были выбраны окись алюминия (А12Оа), окись алюминия
с небольшими |
добавками окиси |
магппя |
(0,6; 1,0 |
и 3,0 |
вес.%), окись |
магнпя (MgO) и |
химическое соединение |
||
окислов алюминия и магния — шпинель |
(MgAl20 4). |
Вы |
||
бранные окислы обладают различным кристаллическим строением (у А120 3 — гексагональная кристаллическая ре шетка, у MgO и MgAl20 4 — кубическая), что дает воз можность определить влияние его па треппе при высоких температурах. Исследование температурных зависимо стей трения корундовых керамик с различпым содержа нием MgO позволяет получить сведения о влиянии леги рования на трение и износ корундовых материалов. Со стояние поверхностей трепия (способ подготовки, качество поверхности) оказывает существенное влияние на трение материалов. В связи с этим предполагалось провести ис пытание керамических образцов с различной подготовкой
27
поверхностей трения, отличающейся используемым для прптиркп абразивом, способом очистки и величиной шеро ховатостей.
Известно, что трение материалов в одноименном соче тании, как правило,- выше, чем в разноименном, и поэтому более перспективными являются разноименные сочетания. Для определенпя характера взаимодействия при трении поликристаллнческпх окислов с другими материалами были предприняты исследования трения в вакууме до 1500° С корундовой керамики в сочетании с некоторыми чистыми металлами (W, Re, Pt, Со, Ag) и графитом.
Одной из основных механических характеристик ма териала при высоких температурах является твердость. Температурные зависимости твердости тугоплавких окис лов в основном определялись до 1000° С. При этом боль шинство исследователей отмечало перегиб на температур ной зависимости твердости окислов, который свидетель ствует, по-видимому, об изменении характера деформи рования материала. Представляет интерес сравнение тем пературных зависимостей трения п твердости испытывав шихся нами керамик. Поэтому было предпринято измере ние твердости испытанных окпсных керамик до 950° С с целью установления корреляции между изменениями коэффициента треипя и твердости от температуры, а также нахождения зависимости коэффициента трения от твер дости.
Г лава IT
КОНСТРУКЦИИ УСТАНОВОК И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ТРЕНИЯ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Исследование трения при высоких температурах ()> 1000° С) — технически трудная задача, требующая до статочно сложного лабораторного оборудования. Одним из основных вопросов, который необходимо решить при разработке методики и проектировании установки, явля ется выбор схемы испытания (узла трения). Принятая схема испытания может оказывать заметное влияние на результаты исследования. Конструкция испытуемого узла трения может быть различной. Наиболее распростра ненными являются узлы тренпя «пальчиковые» (коэффи циент взаимного перекрытия близок 0) и торцовые (коэф фициент взаимного перекрытия равен 1).
1. Схема узла трения
Весьма существенное значение, особенно при испыта ниях в вакууме, имеет величина взаимного перекрытия трущихся образцов. Известно, что взаимодействие между трущимися материалами решающим образом зависит от покрывающих их поверхностных пленок [70, 71]. Напри мер, исследования Боудена по трению алмаза в вакууме [72] показали, что, если поверхность трения покрыта хотя бы моиослоем газовых молекул, поведение материала при трении существенно меняется. Уменьшения скорости ад сорбционных процессов, а следовательно, и влияния ад сорбированных пленок можно добиться взаимным пере крытием поверхностей трепня [73]. Очевидно, что у узлов трения с малым коэффициентом взаимного перекрытия времени для образования монослоя на поверхности потре буется меньше, чем в узлах с коэффициентом перекрытия, равным 1. Следовательно, при коэффициенте взаимного перекрытия, равном 1, влияния поверхностных адсорби-
29
Рнс. 7. Зависимость коэффи циента тренпя дисульфида мо либдена по стали 2X13 от дав ления при различных коэф фициентах взаимного перекры тия [74]
П ри Кв з = 1 — 1; 2 — 0,5; 3 — 0,05
Рис. 8. Схема узла тренпя — ►
ровапных пленок можно избежать при проведении испыта ний в более низком вакууме. Это, в частности, подтвер ждается приведенными на рис. 7 результатами испытаний В. В. Гриба [74], оценивавшего влияние коэффициента взаимного перекрытия на трение дисульфида молибдена при различном разрежении в рабочей камере. При коэффи циенте перекрытия, равном 1, увеличение разрежения в камере выше 10_3 тор практически не влияет на измене ние величины коэффициента трения.
Принятая нами схема испытаний показана на рис. 8. Трубчатые образцы, расположенные вертикально, сопри касаются торцами при коэффициенте взаимного перекры тия, равном 1. Верхний образец неподвижный, а ниж ний — может быть приведен во вращение. Соприкасаю щиеся торцы образцов выполнены по сфере большого ра диуса (R 25 мм). Торец верхнего образца выпуклый, нижнего — вогнутый. Такая форма поверхностей трения позволяет осуществить некоторую самоустаиовку образ цов, что компенсирует петочпости изготовления и сборки деталей' прибора н обеспечивает более равномерное на гружение. Кроме того, контактирование образцов по сфе ре еще в большей степени затрудняет проникновение ато мов и молекул остаточной атмосферы в зону тренпя. Криволинейный зазор играет роль своеобразного лаби ринтного уплотнения.
30