Структуры, возникающие на поверхности трения, и механизмы износа керамики на основе диоксида циркония

Структуры, возникающие на поверхности трения, и механизмы износа керамики на основе диоксида циркония

Н.Л. Савченко, С.Н. Кульков1

Томский политехнический университет, Томск, Россия 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

В работе изучены структуры на поверхности трения керамики Y-TZP после трения ее по стали. Показано, что с увеличением скорости скольжения от 0.2 до 11 м/с происходит смена механизмов износа керамики от абразивного, контролируемого мартен-ситным превращением, до адгезионного, который, в свою очередь, сменяется износом в режиме трения с граничной квазижидкой смазкой. Одновременно с увеличением скорости скольжения происходит количественное изменение параметров структур в приповерхностных слоях, в частности, уменьшается масштаб пространственной сетки трещин, индуцированной трением.

Structures on friction surface and wear mechanisms in ZrO2-based ceramics

N.L. Savchenko and S.N. Kulkov

Structures on surfaces of friction of ceramics Y-TZP coupled with high-speed steel have been studied. It is shown that with increase of sliding velocity from 0.2 to 11 m/s the wear mechanism changes from abrasive, controlled by martensitic transformation, to adhesive one, which is changed by friction with quasi-liquid lubricant. Simultaneously with an increase in sliding velocity occurs quantitative change structure parameters in subsurface layers of ceramics. In particular, the scale of wear-induced periodic space cracks decreases.

Перспективными материалами для использования в узлах трения являются трансформационно-упрочненные керамические материалы [1]. Среди них особо выделяются материалы на основе частично-стабилизированного оксидом иттрия тетрагонального поликристал-лического диоксида циркония (Y-TZP) [2]. Основным механизмом упрочнения керамика на основе Y-TZP является упрочнение за счет фазового превращения из тетрагональной фазы ZrO2 в моноклинную, развивающегося в поле приложенных напряжений [2]. Особенность указанных материалов проявляется в том, что при повышении температуры уменьшается вклад трансформационного механизма упрочнения в их механические свойства. Указанный недостаток проявляется в ухудшении износостойкости Y-TZP при повышенных скоростях трения и соответственно в условиях повышенных температур в зоне трибоконтакта [1]. Особенно явно это проявляется при трении в паре керамика/керамика, где испытания заканчиваются уже при скоростях выше 1 м/с, вследствие катастрофического разрушения поверхности трения [1]. Верхний предел скоростей скольжения можно поднять до 10-15 м/с, если в качестве

контртела использовать металлы и, в частности, сталь [3, 4]. Причины этого лежат в высокой теплопроводности стали, что снижает уровень контактных температур, а также в процессах переноса металла и его окислов на поверхность керамики, в результате чего формируется так называемый слой переноса (transfer layer), который выполняет защитную функцию, увеличивая износостойкость керамики при высоких скоростях скольжения [4].

Целью настоящей работы явилось исследование влияния характера и механизма износа на структуры, формирующиеся на поверхности трения Y-TZP при различных скоростях испытания в паре со сталью.

Изучена двухфазная поликристаллическая керамика состава ZrO2+3 мол. % Y2O3 со средним размером зерен 0.9-2.9 мкм, состоявшая из смеси равноосных зерен тетрагональной (Т) и кубической (К) фаз диоксида циркония. Испытание на трение осуществлялось по схеме «диск - палец». В качестве контртела выступал диск из литой быстрорежущей стали. Скорость скольжения изменялась в пределах 0.2-11.2 м/с, давление испытания составляло 5 МПа.

© Савченко Н.Л., Кульков С.Н., 2004

1-я область

Рис. 1. Зависимость интенсивности изнашивания и коэффициента трения керамики от скорости скольжения (а); РЭМ-изображения поверхности трения керамики (6-г) и ее приповерхностных областей после трения (д-ж). Стрелки указывают направление скольжения

После проведенных испытаний были обнаружены три характерных области скоростей с разными механизмами износа. В первой области (скорости 0.2-0.9 м/с) изнашивание контролируется процессами мартенсит-ного превращения из тетрагональной фазы Y-TZP в моноклинную. При этом на поверхности трения формируется бороздчатый рельеф (рис. 1, 6), который возникает в результате процессов микрорезания и абразивного изнашивания. Происхождение абразивных частиц связано с положительным объемным эффектом превращения тетрагональной фазы в моноклинную [5]. Вторая область — катастрофического износа (0.9-4.7 м/с), где вследствие роста температуры в зоне трибоконтакта происходит прекращение действия механизма упрочнения керамики за счет фазового превращения, что ведет к резкому росту контактных напряжений, хрупкому термическому разрушению поверхности трения и, как следствие этого, к интенсивному изнашиванию

(рис. 1, а) по адгезионному типу [5]. Поверхности трения имеют большую шероховатость за счет значительного количества выкрашиваний и отслаиваний (рис. 1,в). Наконец, с повышением скорости скольжения до 9.4 м/с происходит снижение интенсивности изнашивания и коэффициента трения (рис. 1, а) за счет снижения уровня контактных напряжений при переходе слоя переноса в квазижидкое состояние, когда температура вспышки превышает температуру плавления стали [5]. Поверхности трения керамики после максимальных скоростей скольжения относительно гладкие и покрыты сплошным слоем переноса (рис. 1, г).

Исследование приповерхностных областей керамики показало, что независимо от скорости скольжения на поверхности трения керамики формируется тонкий (1-2 мкм) поверхностный слой с субмикрокристалли-ческой структурой (рис. 1, д-ж). Кроме этого, в диапазоне скоростей от 0.2 до 6 м/с под тонким слоем распо-

лагается область материала, в которой наблюдается существенное формоизменение зерен в направлении скольжения (рис. 1, д, е). Толщина этой зоны максимальна (около 10 мкм) при средних скоростях скольжения (около 3 м/с), т.е. при тех скоростях, когда скорость изнашивания максимальна (рис. 1, а). При скоростях 7-11 м/с областей с формоизмененными зернами не наблюдалось (рис. 1, ж). Как видно на рис. 1, а, коэффициент трения при максимальных скоростях минимальный и приближается к значениям, характерным для трения с граничной смазкой (около 0.15-0.20 в соответствии с [6]). Формирующаяся квазижидкая пленка, равномерно покрывающая поверхность трения керамики, выступает в роли «мягкого» покрытия, которое, увеличивая фактическую площадь контакта образца с контртелом, способствует снижению уровня контактных напряжений на поверхности трения, что, в свою очередь, обуславливает отсутствие в образцах зоны с формоизмененными в направлении скольжения зернами [5]. В интервале скоростей от 0.2 до 7 м/с, вероятно, уровень контактных напряжений существенно выше, что приводит к формированию зоны с формоизмененными в направлении скольжения зернами. Несмотря на визуальную качественную идентичность структур, возникающих на поверхности трения (рис 1, д, е), за их появление отвечают различающиеся по своей природе процессы, происходящие в материале. Как следует из [5], в интервале скоростей от 0.2 до 0.9 м/с причиной формирования этой зоны является мартенситное превращение, происходящее под действием нагрузки. В случае средней скорости скольжения, температура в контакте уже достаточна для инициирования процессов пластической деформации в керамике без помощи мар-тенситного превращения [5].

Рентгеноструктурные исследования поверхности трения показали, что за формирование специфической структуры поверхностных слоев при скоростях трения выше 0.9 м/с ответственен еще один механизм деформации — переориентация когерентных механических двойников тетрагональной фазы в поле приложенных напряжений, названный в литературе ферроупругостью [7]. Проявляется он обычно в изменении относительной интенсивности рентгеновских линий в дублетах (002)-(200). Как видно из рис. 2, величина отношения 1(002)/1(200) растет таким образом, что всегда превышает значение, характерное для случайной ориентации кристаллической решетки (т.е. в исходном состоянии на полированной поверхности), равное приблизительно 0.5. Хорошо известно, что сила сопротивления для фер-роупругого переключения доменов в ферроупругих материалах обычно уменьшается с ростом температуры, если температура испытания ниже критической, которая в нашем случае составляет около 2000 °С и соответствует температуре перехода в однофазную кубическую область [8]. Вероятно, наблюдаемый рост величины

0 3 6 9 12

Скорость, м/с

Рис. 2. Типичная зависимость величины отношения /(002)/1(200) от скорости скольжения и характерный вид рентгенограмм поверхности Y-TZP. Пунктирной линией показано значение отношения /(002)//(200) характерное для исходного состояния (полированная поверхность). Представлены данные для керамики с размером зерна 1.7 мкм

отношения /(002)/ /(200) при увеличении скорости испытания (а значит, и при повышении температур в зоне трибоконтакта) в интервале 2.6-11.1 м/с (рис. 2) может быть обусловлен увеличением числа переориентированных ферроупругих доменов за счет снижения «коэрцитивной» силы. Показательно, что ферроупругое переключение доменов считается еще одним эффективным механизмом упрочнения диоксидциркониевой керамики, но в отличие от механизма трансформационного упрочнения проявляет свое действие при высоких температурах.

Появление максимума на кривой изнашивания (рис. 1, а) может быть следствием того, что при скоростях 2-4 м/с мартенситное превращение уже не действует, а ферроупругое переключение доменов тетрагональной фазы еще не развивается должным образом, чтобы выступать эффективным упрочняющим механизмом поверхности трения из-за недостаточной температуры в зоне трибоконтакта, поэтому керамика при трении со средними скоростями демонстрирует особенно низкую износостойкость.

Методом оптической микроскопии на поверхности трения керамики после трения в диапазоне скоростей 4-11 м/с можно было наблюдать трещины, ориентированные вдоль и поперек направления скольжения, таким образом, что они образовывали квазипериодическую систему. Таким образом, поверхность керамики после трения оказывалась как бы разрезанной возникшими трещинами на прямоугольные фрагменты (блоки). Измерение расстояний между трещинами вдоль направления скольжения позволило получить распределения этих расстояний по размерам. Распределения имеют нормальную (гауссову) форму с четким максимумом, т.е. во взаимном расположении поперечных трещин в направлении скольжения существует определенная периодичность. Измерения также показали, что с увеличением скорости скольжения в диапазоне 4-11 м/с уменьшаются расстояния между трещинами и глубина их

I, мм3/м

2 4 6 8 10 v, м/с

Рис. 3. Схематическая картина изменения масштаба структур трещин на поверхности трения керамики при переходе от высокоинтенсивного адгезионного износа к низкоинтенсивному с формированием квазижидкой пленки

проникновения в обьем образца. На рис. 3 схематически показано, как повышение скорости скольжения в паре У-Т2Р - сталь от 4 до 11 м/с приводит к уменьшению интенсивности изнашивания и одновременно сопровождается уменьшением масштаба формирующихся систем трещин. Следует отметить тот факт, что несмотря на замкнутую сетку трещин несущая способность поверхности образцов, испытанных при высоких скоростях скольжения, высока. По всей видимости, именно формирование такой специфической структуры, сочетающей фрагменты, ограниченные трещинами, и тонкий микрокристаллический слой, возникший в результате ферроупругого переключения двойников тетрагональной фазы, обеспечивает высокую износостойкость керамики на основе диоксида циркония при экстремальных условиях скольжения.

Необходимо отметить, что в данной работе не исследовались структурные изменения на поверхности стального контртела. Можно ожидать, что при максимальных скоростях трения и высоких температурах на поверхности диска из быстрорежущей стали происходит растворение карбидов, что может привести к уменьшению твердости диска, а следовательно, также приведет к уменьшению скорости износа керамики.

Таким образом, в настоящей работе показано, что с увеличением скорости скольжения от 0.2 до 11 м/с в керамике Y-TZP наряду со сменой механизмов изнашивания от абразивного, контролируемого мартенсит-ным превращением, до адгезионного, который, в свою очередь, сменяется износом в режиме трения с граничной квазижидкой смазкой, происходит количественное изменение параметров структур в приповерхностных слоях, в частности, уменьшается масштаб пространственной сетки трещин, индуцированной трением. В паре со сталью поверхность трения керамики способна сохранять высокую несущую способность в условиях высоких температур, вероятно, в немалой степени из-за действующего механизма упрочнения за счет ферро-упругого переключения двойников тетрагональной фазы.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке грантов Минобразования РФ № 3.10-44, CRDF № BRHE-016 и НШ № 2324.2003.1.

Литература

1. Lee S.W., Hsu S.H., Shen M.C. Ceramic Wear Maps: Zirconia // J. Amer. Ceram. Soc. - 1993. - V. 76. - No. 8. - P. 1937-1947.

2. Nettleship L., Stevens R. Tetragonal zirconia polycrystal (TZP) — a review // Int. J. High Technology Ceramics. - 1987. - No. 3. - P. 132.

3. Ravikiran A., Pramila Bai B.N. Sliding wear of YTZP ceramic against

steel: observations on ceramic transfer and wear transition // J. Mater. Sci. - 1995. - V. 30. - No. 8. - P. 1999-2007.

4. Becker P.C., Libsch T.A., Rhee S.K. Wear mechanisms of toughening zirconias // Ceram. Eng. and Sci. Proceed. - 1985. - No. 7-8. -P. 1040-1058.

5. Savchenko N.L., Korolev P.V., Melnikov A.G.,. Tarassov S.Yu, Kulkov S.N. Wear and friction of transformation-toughened CMC and MMC // Wear. - 2002. - V. 249. - P. 892-900.

6. Lim S.C., Ashby M.F. Wear mechanism maps // Acta Metallurgica. -

1987. - V. 35. - P. 1-24.

7. Virkar A. V., Matsumoto R.L.K. Toughening mechanism in tetragonal zirconia polycrystalline (TZP) ceramics // Advances in Ceramics. V. 24. Science and Technology of Zirconia III. Edited by S. Somiya, N. Yamamoto, H. Yanagida. - American Ceramic Society, Westerville, OH,

1988. - P. 653-63.

8. Scott H.G. Phase relationships in the zirconia-yttria system // J. Mater. Sci. - 1975. - V. 10. - P. 1527-1535.