C/C素坯密度對(duì)GSI C/C-SiC復(fù)合材料摩擦磨損性能的影響*

（國(guó)防科技大學(xué)新型陶瓷纖維及其復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410073）

C/C-SiC復(fù)合材料因其具有密度低、強(qiáng)度和熱導(dǎo)率高、熱物理性能和摩擦磨損性能優(yōu)異等特點(diǎn)，成為新一代高性能結(jié)構(gòu)/功能復(fù)合材料，在空間光機(jī)結(jié)構(gòu)件、飛行器面板等航空航天領(lǐng)域及飛機(jī)、高速列車(chē)和重型汽車(chē)剎車(chē)片等高能載制動(dòng)領(lǐng)域具有非常廣泛的應(yīng)用前景[1-6]。

C/C-SiC復(fù)合材料常用的制備方法有：先驅(qū)體浸漬裂解法（Precursor infiltration and pyrolysis，PIP）、化學(xué)氣相滲透法（Chemical vapor infiltration，CVI）和氣相 /液相滲硅法（Gas silicon infiltration/Liquid silicon infiltration，GSI/LSI）等。PIP法和CVI法制備的復(fù)合材料力學(xué)性能比較優(yōu)異，但其缺點(diǎn)是制備周期長(zhǎng)、生產(chǎn)成本高，所得復(fù)合材料的致密度較低[7-12]。而GSI/LSI法因其具備工藝簡(jiǎn)單、制備周期短、生產(chǎn)成本低和易實(shí)現(xiàn)近凈成形等優(yōu)點(diǎn)[13-17]，成為目前制備C/C-SiC復(fù)合材料較常用的方法。相比于LSI過(guò)程，GSI采用氣相Si與C反應(yīng)，反應(yīng)過(guò)程溫和，滲透深度高，制備的C/C-SiC復(fù)合材料結(jié)構(gòu)均勻性好。本課題組前期曾報(bào)道素坯密度對(duì)氣相滲硅法制備的復(fù)合材料結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的影響，但素坯密度對(duì)其摩擦磨損性能的影響研究未見(jiàn)報(bào)道。本文通過(guò)氣相滲硅法（GSI）制備C/C-SiC復(fù)合材料，研究不同C/C素坯密度對(duì)C/C-SiC復(fù)合材料物相組成與摩擦磨損性能的影響。

試驗(yàn)材料與方法

1 試環(huán)制備

試驗(yàn)選用密度分別為1.00g/cm3、1.25g/cm3、1.32g/cm3、1.55g/cm3的三維針刺C/C為原材料，將C/C素坯置于底部鋪滿硅粉的坩堝中，在氬氣保護(hù)下經(jīng)過(guò)6h升溫到1650℃，然后真空保溫一段時(shí)間，使Si熔融并蒸發(fā)，并以氣態(tài)形式充分滲入到材料內(nèi)部，與C充分接觸反應(yīng)生成SiC基體，最后在真空條件下冷卻，得到GSI C/C-SiC復(fù)合材料試樣。同時(shí)，采用以上4種密度的C/C加工成試環(huán)，經(jīng)GSI處理后共制備4對(duì)用于摩擦磨損試驗(yàn)的C/C-SiC試環(huán)，編號(hào)為GSI-1～GSI-4。

2 性能測(cè)試

采用阿基米德排水法測(cè)量材料的密度及開(kāi)氣孔率；采用HF-HNO3混酸腐蝕法測(cè)定殘余Si含量；采用空氣熱氧化法使C在800℃下充分氧化，從而測(cè)定C含量，余量即為SiC含量。摩擦磨損試驗(yàn)在MM-1000型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上于自對(duì)偶條件下進(jìn)行，即對(duì)偶件為相同材質(zhì)的GSI C/C-SiC試環(huán)。為了獲取比較平穩(wěn)的試驗(yàn)數(shù)據(jù)，每對(duì)試環(huán)均進(jìn)行20次摩擦試驗(yàn)，記錄最后3次的數(shù)據(jù)，作為該環(huán)的摩擦性能數(shù)據(jù)。摩擦試驗(yàn)完成之后，進(jìn)行3組磨損試驗(yàn)，每組對(duì)摩20次，計(jì)算單次對(duì)摩磨損的平均值。摩擦磨損試驗(yàn)的參數(shù)為轉(zhuǎn)動(dòng)慣量為0.32kg·m2，轉(zhuǎn)速為 7900r/min，壓力為 0.87MPa，能載為0.11×106J。通過(guò)掃描電子顯微鏡（SEM）觀察復(fù)合材料表面的微觀形貌。

結(jié)果與討論

1 C/C-SiC復(fù)合材料的物相組成

GSI-1～GSI-4四組C/C-SiC試環(huán)GSI前后的密度、開(kāi)氣孔率及各相組成情況如表1所示。隨著C/C素坯密度的增大，GSI C/C-SiC復(fù)合材料的密度呈遞減趨勢(shì)，且C含量和開(kāi)氣孔率依次增加，SiC含量和殘余Si含量依次減少。這是由C/C密度增大即熱解C含量增加，使得氣態(tài)Si向材料內(nèi)部滲透通道受阻，氣態(tài)Si不能充分與熱解C接觸反應(yīng)所致。

2 C/C-SiC復(fù)合材料的摩擦磨損性能

GSI-1～GSI-4試環(huán)的摩擦磨損性能見(jiàn)表2，C/C素坯密度對(duì)GSI C/C-SiC試環(huán)摩擦磨損性能的影響見(jiàn)圖1。

從表2和圖1可以看出，隨著C含量增加，復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)、磨損率均呈現(xiàn)先增大后變小的趨勢(shì)，而制動(dòng)穩(wěn)定系數(shù)則不斷增大，制動(dòng)時(shí)間除GSI-1試環(huán)較長(zhǎng)外，其余均為14s左右。

表1 GSI C/C-SiC試環(huán)密度、孔隙率及各相組成體積分?jǐn)?shù)

表2 GSI C/C-SiC試環(huán)摩擦磨損性能

圖1 C/C試環(huán)密度對(duì)GSI C/C-SiC試環(huán)摩擦磨損性能的影響Fig.1 Effect of C/C green density on friction and wear properties of GSI C/C-SiC composites

當(dāng)C/C素坯密度從1.00g/cm3增至1.25g/cm3時(shí)，GSI C/C-SiC試環(huán)的摩擦系數(shù)增大，磨損率升高。這是因?yàn)闊峤釩質(zhì)軟、易變形，隨著熱解C含量增加會(huì)降低材料表面硬度，表面硬質(zhì)凸起更容易互相嵌入、嚙合，嚙合效應(yīng)增強(qiáng)，使得摩擦系數(shù)增大，磨損率升高。

當(dāng)C/C試環(huán)密度大于1.25g/cm3時(shí)，GSI C/C-SiC試環(huán)的摩擦系數(shù)逐漸減小且磨損率降低，制動(dòng)穩(wěn)定系數(shù)不斷增大。這是因?yàn)槭Y(jié)構(gòu)的熱解C具有自潤(rùn)滑性，有助于摩擦膜的形成。熱解C含量進(jìn)一步增加，使得制動(dòng)過(guò)程中摩擦表面形成的摩擦膜逐漸變得連續(xù)且厚度增加，更加完整的摩擦膜覆蓋在摩擦副硬質(zhì)凸起表面，限制了其嚙合效應(yīng)，提高了其制動(dòng)穩(wěn)定性，同時(shí)SiC含量逐漸降低，摩擦表面硬質(zhì)凸起的數(shù)量減少，犁溝效應(yīng)減弱。

對(duì)于航空器、高速列車(chē)等制動(dòng)能載巨大，制動(dòng)時(shí)間要求短的這類(lèi)剎車(chē)材料，既要求優(yōu)異的耐高溫性能，又要求高的制動(dòng)穩(wěn)定性，但其摩擦系數(shù)允許相對(duì)低一些。結(jié)合表1與表2可知，隨著C/C試環(huán)密度增大，GSI C/C-SiC復(fù)合材料SiC含量與其制動(dòng)穩(wěn)定性呈現(xiàn)相反的變化趨勢(shì)，而SiC含量往往與材料的耐高溫性能相關(guān)，故C/C素坯密度存在一個(gè)理論最佳值使得GSI C/C-SiC復(fù)合材料的耐高溫性能與制動(dòng)穩(wěn)定性能達(dá)到辯證統(tǒng)一。

圖2為試驗(yàn)過(guò)程中GSI-1～GSI-4的制動(dòng)力矩曲線?？梢钥闯觯S著C含量的增加，曲線的前峰現(xiàn)象逐漸明顯，且前峰要遠(yuǎn)小于尾峰，尾峰呈先增大后減小趨勢(shì)。

如圖2（a）所示，當(dāng)C/C試環(huán)密度為1.00g/cm3時(shí)，GSI C/C-SiC試環(huán)的制動(dòng)力矩曲線的前峰現(xiàn)象不明顯，制動(dòng)力矩隨著制動(dòng)過(guò)程的進(jìn)行而逐漸增大，在剎停的瞬間制動(dòng)力矩達(dá)到最大值。這主要是因?yàn)樵摻MC/C試環(huán)密度較小，C含量較少，SiC和Si含量較高，使得材料表面硬度較高。制動(dòng)初期，表面硬質(zhì)凸起與對(duì)偶件互相嵌入、嚙合較為困難。相對(duì)運(yùn)動(dòng)過(guò)程中，在剪切力作用下表面硬質(zhì)凸起不能被迅速削平，不能產(chǎn)生大量的磨屑，犁溝效應(yīng)較弱，所以制動(dòng)力矩較小、平均摩擦系數(shù)較小、磨損率較低。而且因?yàn)椴牧系腃含量較少，磨屑難以粘連形成連續(xù)的摩擦膜，而是破碎成更多細(xì)小的硬質(zhì)凸起，制動(dòng)過(guò)程中加強(qiáng)了摩擦面的犁溝效應(yīng)，使得制動(dòng)力矩不斷增大。

如圖 2（b）～（d），隨著 C/C 素坯密度增大，前峰增大，制動(dòng)力矩曲線開(kāi)始呈現(xiàn)“馬鞍”狀。制動(dòng)初期，制動(dòng)力矩增大，出現(xiàn)“前峰”現(xiàn)象；制動(dòng)中期，制動(dòng)力矩降低并趨于水平；制動(dòng)后期，制動(dòng)力矩不斷增大，出現(xiàn)“尾翹”現(xiàn)象。

從制動(dòng)力矩曲線看，隨著C含量的增大，尾峰呈現(xiàn)先增大后減小趨勢(shì)，與前峰的規(guī)律不同，這是受摩擦膜影響所致。隨著C含量的增大，摩擦膜變得連續(xù)且不斷增厚，覆蓋在硬質(zhì)凸起表面，限制了其嚙合效應(yīng)，因此在C含量超過(guò)一定程度后，尾峰逐漸減小。

圖2 各GSI C/C-SiC試環(huán)的制動(dòng)力矩曲線Fig.2 Braking torque curve of GSI C/C-SiC testing rings

圖3 不同制動(dòng)時(shí)期硬質(zhì)凸起的嚙合情況Fig.3 Meshing situation of hard convexity at different braking stages

由以上分析可知，力矩曲線的前鋒和尾峰均主要由硬質(zhì)凸起的嚙合效應(yīng)造成，且曲線的前鋒遠(yuǎn)小于尾峰，這與制動(dòng)環(huán)速度相關(guān)。為了更好地解釋其原因，制作了如圖3所示模型。

圖3為不同制動(dòng)時(shí)期硬質(zhì)凸起嚙合情況示意圖。制動(dòng)過(guò)程中，在同樣的制動(dòng)壓力下，制動(dòng)前期，因?yàn)檗D(zhuǎn)速高，硬質(zhì)凸起受壓時(shí)間短，變形小，如圖3（a）所示，硬質(zhì)凸起嚙合數(shù)量較少，嚙合深度較淺，嚙合效應(yīng)不充分；制動(dòng)后期，轉(zhuǎn)速較慢，特別是剎停后，硬質(zhì)凸起可以經(jīng)受較長(zhǎng)時(shí)間的壓力，變形更加充分，如圖3（b）所示，有更多的硬質(zhì)凸起參與嚙合，嚙合程度更好，制動(dòng)力矩也就更大。

3 摩擦表面形貌

圖4為摩擦試驗(yàn)后GSI-1～GSI-4的宏觀表面形貌。如圖4（a）、（b）所示，GSI-1試環(huán) C 含量較低，摩擦表面犁溝嚴(yán)重；隨著C含量的增加，GSI-2～GSI-4試環(huán)表面的犁溝數(shù)量和深度都逐漸減小，且摩擦表面顏色逐漸變深，摩擦膜逐漸變得連續(xù)，厚度增加。圖4（b）為GSI-1摩擦試驗(yàn)后局部形貌，可以看到，由于GSI-1試環(huán)C含量最低，磨屑難以粘連形成連續(xù)的摩擦膜，其表面大部分是犁溝，只有少部分為殘留的有金屬亮澤的膜，該膜主要成分為Si和SiC，由于缺乏C成分的粘連作用，在摩擦過(guò)程中容易大量脫落。圖4（h）為GSI-4摩擦試驗(yàn)后的形貌，因?yàn)镚SI-4試環(huán)C含量最高，所以摩擦表面形成了連續(xù)、平整、致密且較厚的摩擦膜。

圖5為GSI-3試環(huán)摩擦表面電鏡照片，可以看到摩擦膜比較連續(xù)，在纖維束區(qū)域較少，但是單根纖維間隙和纖維表面均覆蓋了一層膜狀物，其他區(qū)域膜則更厚。進(jìn)一步放大看出，摩擦膜較厚，且不同區(qū)域厚度不同。

圖4 摩擦試驗(yàn)后各GSI C/C-SiC試環(huán)表面形貌Fig.4 Surface morphology of GSI C/C-SiC testing rings after friction test

圖5 GSI-3試環(huán)摩擦表面形貌Fig.5 Surface morphology of GSI-3 testing rings after friction test

GSI C/C-SiC復(fù)合材料摩擦機(jī)理

C/C-SiC復(fù)合材料在制動(dòng)過(guò)程中的摩擦力主要源于粘著效應(yīng)與犁溝效應(yīng)。粘著效應(yīng)是一種分子間作用，是指由于分子力的作用，摩擦對(duì)偶面之間的接觸區(qū)域相互吸引、貼合而造成粘著，當(dāng)發(fā)生相對(duì)滑動(dòng)時(shí)產(chǎn)生剪切作用。犁溝效應(yīng)是一種機(jī)械作用，是指在壓力的作用下，材料摩擦表面硬度較高的硬相質(zhì)點(diǎn)嵌入摩擦對(duì)偶面較軟的區(qū)域，當(dāng)發(fā)生相對(duì)滑動(dòng)時(shí)推擠基體材料，從而犁削出一條條溝槽。

按照C/C-SiC復(fù)合材料典型的制動(dòng)曲線，可以將制動(dòng)過(guò)程分為初始、中間和剎停3個(gè)階段。制動(dòng)力矩曲線分段情況與不同階段摩擦表面接觸狀況如圖6所示。

初始階段：摩擦副表面存在著大量硬質(zhì)凸起，在制動(dòng)壓力作用下，高速旋轉(zhuǎn)的動(dòng)環(huán)壓上靜環(huán)，硬質(zhì)凸起相互嵌入、嚙合，同時(shí)硬質(zhì)凸起部分壓入C區(qū)域和Si區(qū)域，發(fā)生對(duì)軟質(zhì)區(qū)域的犁削作用，使得滑動(dòng)方向上的阻力快速增加，制動(dòng)力矩在很短的時(shí)間內(nèi)急劇增大。同時(shí)，剪切力使得脆性的硬質(zhì)凸起大量斷裂，凸起數(shù)量快速減少導(dǎo)致制動(dòng)力矩降低，所以制動(dòng)力矩曲線出現(xiàn)“前峰”現(xiàn)象。初始階段的摩擦力主要來(lái)源于犁溝效應(yīng)。

中間階段：隨著摩擦的繼續(xù)進(jìn)行，刮出的軟質(zhì)磨屑越來(lái)越多，填充到摩擦表面的溝壑里，并被壓實(shí)，逐漸形成摩擦膜。摩擦膜中的C屑，能夠在相對(duì)旋轉(zhuǎn)速度較高的兩個(gè)環(huán)之間提供穩(wěn)定的制動(dòng)力矩。制動(dòng)過(guò)程中，摩擦膜中的磨屑不斷脫落，同時(shí)摩擦表面不斷有新的磨屑產(chǎn)生，對(duì)摩擦膜進(jìn)行補(bǔ)充，使得摩擦膜的形成過(guò)程達(dá)到了一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡。摩擦膜的存在增大了材料與對(duì)偶件的真實(shí)接觸面積，并且產(chǎn)生了一種潤(rùn)滑效果，從而降低了摩擦力，提高了制動(dòng)穩(wěn)定性，使制動(dòng)力矩的變化趨于水平。摩擦膜覆蓋在硬質(zhì)凸起表面，限制了其互相嵌入與嚙合，犁溝效應(yīng)減弱，故中間階段的摩擦力主要來(lái)源于粘著效應(yīng)，即摩擦膜和摩擦表面的粘貼和撕裂。

剎停階段：速度降低，即摩擦能量降低，新磨屑產(chǎn)生速度減小，小于摩擦膜中磨屑的脫落速度，使得摩擦膜形成與撕裂的動(dòng)態(tài)平衡被打破，硬質(zhì)凸起和對(duì)偶件表面再次接觸、嵌入與嚙合，犁溝效應(yīng)又開(kāi)始突出，制動(dòng)力矩不斷增大，制動(dòng)曲線出現(xiàn)“翹尾”現(xiàn)象?！奥N尾”的最大值一般出現(xiàn)在制動(dòng)停止的瞬間。因?yàn)閯x停的瞬間硬質(zhì)顆粒嵌入對(duì)偶件表面的軟質(zhì)區(qū)域中形成嚙合效應(yīng)，摩擦類(lèi)型從動(dòng)摩擦變成靜摩擦，而C/C-SiC制動(dòng)材料的靜摩擦系數(shù)大于其動(dòng)摩擦系數(shù)，故剎停時(shí)制動(dòng)力矩最大。剎停階段跟初始階段類(lèi)似，摩擦力主要來(lái)源于犁溝效應(yīng)。

圖6 制動(dòng)力矩曲線分段狀況與不同階段摩擦表面接觸狀況Fig.6 Section of braking torque curve and schematic diagram on friction surface contacting situation at different braking stages

結(jié)論

本文通過(guò)GSI工藝制備了C/C-SiC復(fù)合材料，研究了C/C素坯密度對(duì)GSI C/C-SiC復(fù)合材料物相組成與摩擦磨損性能的影響，并總結(jié)歸納出摩擦磨損機(jī)理，得到如下結(jié)論：

（1）隨著C/C素坯密度的增大，GSI C/C-SiC復(fù)合材料的密度呈遞減趨勢(shì)，且C含量和閉孔率依次增加，SiC含量和殘余Si含量依次減少。

（2）自對(duì)偶條件下，隨著C含量增加，復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)、磨損率均呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，當(dāng)C/C素坯密度為1.25g/cm3時(shí)有最大值，而制動(dòng)穩(wěn)定系數(shù)則不斷增大。

（3）GSI C/C-SiC復(fù)合材料的制動(dòng)過(guò)程是犁溝效應(yīng)和粘著效應(yīng)共同作用的結(jié)果。制動(dòng)初始階段和剎停階段以犁溝效應(yīng)為主；中間階段以粘著效應(yīng)為主。

參 考 文 獻(xiàn)

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