連續(xù)制動(dòng)條件下泡沫陶瓷/金屬雙連續(xù)相復(fù)合材料的摩擦磨損性能

惠 陽(yáng)，劉貴民*，蘭 海，杜建華

(1 陸軍裝甲兵學(xué)院 裝備保障與再制造系，北京 100072；2 中國(guó)北方車(chē)輛研究所 車(chē)輛傳動(dòng)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100072；3 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

隨著我國(guó)履帶式特種車(chē)輛傳動(dòng)系統(tǒng)和行走系統(tǒng)的不斷發(fā)展，車(chē)輛的速度、功率密度和戰(zhàn)斗全重顯著提高，而動(dòng)力艙空間卻有所減小[1-2]。連續(xù)的高能制動(dòng)需要在更為狹小、密閉的空間內(nèi)進(jìn)行，且面臨散熱條件差、泥沙油污多等苛刻工況，提高了機(jī)械制動(dòng)系統(tǒng)的設(shè)計(jì)難度和性能要求[3]。當(dāng)前車(chē)輛使用的粉末冶金制動(dòng)材料基于傳統(tǒng)使用需求設(shè)計(jì)，在高溫摩擦磨損性能方面存在明顯不足，導(dǎo)致機(jī)械制動(dòng)器在訓(xùn)練、運(yùn)輸和競(jìng)賽招標(biāo)中過(guò)熱現(xiàn)象頻發(fā)。具體表現(xiàn)為高溫條件下剎車(chē)失靈、摩擦因數(shù)突變和摩擦片抱死燒損等[4-6]。因此，制動(dòng)器的高溫失效問(wèn)題已經(jīng)成為當(dāng)前特種車(chē)輛研制的技術(shù)瓶頸。

目前研制的重載車(chē)輛制動(dòng)摩擦材料主要分為粉末冶金材料和碳/陶復(fù)合材料兩類(lèi)，其中粉末冶金材料具有生產(chǎn)成本較低、熱穩(wěn)定性好、抗黏結(jié)能力強(qiáng)等特點(diǎn)，但在極限高溫時(shí)會(huì)出現(xiàn)熱衰退、磨損嚴(yán)重等問(wèn)題；碳/陶復(fù)合材料在耐熱性方面有一定改善，但多次制動(dòng)后仍會(huì)出現(xiàn)疲勞剝落問(wèn)題，且生產(chǎn)成本較高、制備周期較長(zhǎng)[7-8]。而泡沫陶瓷/金屬雙連續(xù)相復(fù)合材料是以陶瓷骨架為增強(qiáng)體，金屬為基體的新型摩擦材料[9-11]。兼具陶瓷材料和金屬材料的優(yōu)點(diǎn)，具有高硬度、高強(qiáng)度、低熱膨脹系數(shù)及良好的耐磨性等特點(diǎn)，在高速、高載、高溫制動(dòng)工況下具有較大應(yīng)用潛力[12]。其中泡沫陶瓷以整體的三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)貫通基體，可抑制基體材料在高溫下的塑性變形、軟化和晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)克服了粉末冶金材料中顆粒及晶須增強(qiáng)相分布不均、各向異性和容易剝落的缺點(diǎn)，表現(xiàn)出全新的增強(qiáng)機(jī)制[13-17]。Dan等[18]采用擠壓鑄造法制備了SiC/Al2O3骨架增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，結(jié)果表明：摩擦過(guò)程中載荷主要由連續(xù)分布的三維陶瓷骨架承擔(dān)和傳遞，且剝落的陶瓷相不易成為硬質(zhì)磨粒，材料的高溫摩擦磨損性能優(yōu)于傳統(tǒng)的二維陶瓷增強(qiáng)材料。李文靜等[19]與馮勝山等[20]也同樣指出，雙連續(xù)相復(fù)合材料中突出的陶瓷骨架主要起承載作用，同時(shí)制約材料發(fā)生塑性變形，抑制了黏著磨損和磨粒磨損，在高溫下表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性。Majlinger等[21-22]采用銷(xiāo)-盤(pán)式試驗(yàn)機(jī)探究了不同成分陶瓷球體(globomet，GM)、鐵球體(globocer，GC)和小粒徑陶瓷球體(E-spheres，SLG)骨架增強(qiáng)AlSi12復(fù)合材料的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)GM-GC增強(qiáng)材料的摩擦因數(shù)隨骨架剛度提高而上升，磨損率呈對(duì)數(shù)正態(tài)函數(shù)變化。且GC相含量較高的材料磨痕表面更為光滑，產(chǎn)生的磨屑更少。GC-SLG增強(qiáng)材料中骨架呈雙峰狀分布，能有效減輕基體材料的磨損，且摩擦副之間真實(shí)接觸面積較小，磨損率相對(duì)較低。

本工作采用擠壓鑄造法制備了SiC/Cu和SiC/Fe雙連續(xù)相復(fù)合材料，考察了材料在連續(xù)緊急制動(dòng)工況和連續(xù)高溫制動(dòng)工況下的摩擦磨損性能，揭示了相應(yīng)的磨損機(jī)理，為解決當(dāng)前機(jī)械制動(dòng)器高溫失效問(wèn)題及研制出新型耐高溫制動(dòng)摩擦材料提供理論參考和技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 材料的制備

采用0.7～1.0 mm孔徑的SiC陶瓷作為增強(qiáng)骨架。其中SiC/Cu以95%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Cu+5%Fe作為基體材料，添加的摩擦組元包括SiO2,Co,Cr,Ni,Mo，技術(shù)要求如表1所示；SiC/Fe以HT150灰鑄鐵作為基體材料。

表1 摩擦組元的技術(shù)要求Table 1 Technical requirements for friction components

采用前期優(yōu)化工藝制備SiC/Cu和SiC/Fe雙連續(xù)相復(fù)合材料。采用無(wú)水乙醇和去離子水超聲清洗SiC陶瓷骨架30 min，并在干燥箱中烘干。將處理后的SiC陶瓷加熱至400～800 ℃，模具加熱至350～400 ℃。采用高頻感應(yīng)熱爐將合金加熱至熔化，在打渣、精煉后澆注至模具，澆注溫度大于1400 ℃，并在一定壓力下擠壓成型。SiC/Fe在澆注前需采用Fe-Cr-Ni合金對(duì)SiC陶瓷表面進(jìn)行合金化處理，以改善陶瓷/金屬間潤(rùn)濕性。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用Nava Nano SEM 450/650型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀(guān)察材料和磨痕的微觀(guān)形貌。采用X-Max 80型X射線(xiàn)能譜儀分析選區(qū)元素含量及分布。采用LEXTOLS 4000型三維形貌儀觀(guān)測(cè)磨痕表面形貌和粗糙度。

采用MM3000型摩擦試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行連續(xù)制動(dòng)實(shí)驗(yàn)，以SiC/Cu和SiC/Fe摩擦環(huán)作為相互配合的摩擦副。為還原艙體密閉高能容環(huán)境，在摩擦副外加裝保溫罩。實(shí)驗(yàn)工況如圖1所示，實(shí)驗(yàn)前對(duì)摩擦副進(jìn)行磨合，保證接觸面積大于80%，磨合后測(cè)量摩擦副的初始質(zhì)量和厚度。磨合主要參數(shù)為：比壓0.44 MPa，轉(zhuǎn)動(dòng)慣量0.045 kg·m2，轉(zhuǎn)速4000 r/min(等效半徑線(xiàn)速度13.4 m/s)，接合間隔20 s。

圖1 實(shí)驗(yàn)工況示意圖Fig.1 Schematic diagram of test condition

(1)連續(xù)緊急制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

主要參數(shù)：比壓0.8 MPa，轉(zhuǎn)動(dòng)慣量0.045 kg·m2，轉(zhuǎn)速分別為6000 r/min(第一階段，等效半徑線(xiàn)速度19.4 m/s),7500 r/min(第二階段，等效半徑線(xiàn)速度25.9 m/s)和8800 r/min(第三階段，等效半徑線(xiàn)速度30 m/s)，接合間隔20 s，每階段接合20次。主要考察摩擦副在不同初始速度下的高載緊急制動(dòng)效果。

(2)連續(xù)高溫制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

主要參數(shù)：比壓0.44 MPa，轉(zhuǎn)動(dòng)慣量0.31 kg·m2，轉(zhuǎn)速7500 r/min(等效半徑線(xiàn)速度25.9 m/s)，接合間隔20 s，接合10次。主要考察摩擦副在高溫(大于500 ℃)制動(dòng)條件下的抗熱衰退、耐磨損性能。

記錄每次制動(dòng)時(shí)的摩擦因數(shù)、力矩和溫度，并根據(jù)式(1)計(jì)算體積磨損率Wr：

(1)

式中：ΔV為磨損體積，cm3；Es為制動(dòng)吸收功，J。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微形貌

圖2(a),(b)分別為SiC/Cu和SiC/Fe復(fù)合材料的顯微形貌?？梢?jiàn)陶瓷相和金屬相形成了連通的三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)。連續(xù)的SiC骨架具有較高的強(qiáng)度、硬度和剛度，主要起承載和抗磨作用，同時(shí)可阻礙材料在高溫下發(fā)生劇烈塑性變形和熱膨脹，從而改善材料的高溫性能。分布的連續(xù)金屬相可將應(yīng)力、溫度快速傳遞分散，同時(shí)在SiC骨架約束下能夠避免晶粒過(guò)度生長(zhǎng)和粗化。在金屬相中彌散分布的SiO2強(qiáng)化顆粒主要起調(diào)節(jié)摩擦因數(shù)、抗磨和抗黏著作用。進(jìn)一步對(duì)SiC骨架和SiO2顆粒區(qū)域放大，發(fā)現(xiàn)陶瓷相與金屬相結(jié)合良好，未出現(xiàn)明顯裂紋，而SiC/Fe復(fù)合材料的金屬化層結(jié)合處也未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋。

圖2 陶瓷/金屬雙連續(xù)相復(fù)合材料顯微形貌(a)SiC/Cu SEM形貌；(b)SiC/Fe SEM形貌；(c)SiC/Cu網(wǎng)格區(qū)域CBS形貌；(d)SiC/Fe網(wǎng)格區(qū)域CBS形貌Fig.2 Micromorphologies of ceramic/metal bi-continuous phase composites(a)SEM morphology of SiC/Cu；(b) SEM morphology of SiC/Fe；(c)CBS morphology of the SiC/Cu mesh area；(d)CBS morphology of SiC/Fe mesh area

表2為陶瓷/金屬雙連續(xù)相復(fù)合材料EDS成分分析。如圖2(c)與表2所示，進(jìn)一步對(duì)SiC/Cu復(fù)合材料網(wǎng)格內(nèi)區(qū)域進(jìn)行相干背散射(coherent backscattering,CBS)分析。其中，在SiC/Cu復(fù)合材料中大面積淺色區(qū)域?yàn)镃u基體(見(jiàn)圖2(c)中A區(qū))。深色區(qū)域?yàn)镾iO2顆粒(見(jiàn)圖2(c)中B區(qū))。介于兩者之間不規(guī)則顏色區(qū)域?yàn)镕e區(qū)(見(jiàn)圖2(c)中C區(qū))，呈圓形和河流狀分布的為合金元素(見(jiàn)圖2(c)中D區(qū))?？梢?jiàn)合金元素同樣分布均勻，作為摩擦組元的同時(shí)可增強(qiáng)基體的強(qiáng)度、硬度、韌性和導(dǎo)熱性，降低與配副的親和性。圖2(d)為SiC/Fe復(fù)合材料網(wǎng)格內(nèi)區(qū)域的CBS分析?？梢?jiàn)明顯金屬化層(見(jiàn)圖2(d)中黃色區(qū)域)，金屬化層內(nèi)側(cè)為Fe基體(見(jiàn)圖2(d)中E區(qū))，其中石墨呈片狀均勻分布(見(jiàn)圖2(d)中F區(qū))，可以平穩(wěn)摩擦因數(shù)，減輕黏著卡滯。

表2 陶瓷/金屬雙連續(xù)相復(fù)合材料EDS成分分析Table 2 EDS component analysis of ceramic/metal bi-continuous phase composites

2.2 摩擦磨損性能

2.2.1 連續(xù)緊急制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

圖3為連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中的平均摩擦因數(shù)-最高溫度曲線(xiàn)?？梢?jiàn)隨接合次數(shù)增加，平均摩擦因數(shù)略微下降，穩(wěn)定性顯著提高。最高溫度在第一階段及第一階段向第二階段過(guò)渡時(shí)上升明顯，而第三階段無(wú)明顯變化。

圖3 連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中的平均摩擦因數(shù)-最高溫度曲線(xiàn)Fig.3 Average friction coefficient and maximum temperature curves during continuous emergency braking

結(jié)合圖1實(shí)驗(yàn)工況可知，該工況的三個(gè)階段初始轉(zhuǎn)速逐步提高，且加載面壓較大。其中第一階段接合轉(zhuǎn)速相對(duì)較低，因此盡管溫升明顯，但處于較低范圍區(qū)間。摩擦副表面流動(dòng)性弱，不利于摩擦膜形成，導(dǎo)致接觸區(qū)域黏著阻力較大，摩擦因數(shù)較高。且此階段形成的摩擦膜較薄，結(jié)合力較弱，進(jìn)而在強(qiáng)烈嚙合作用下開(kāi)裂、剝落，露出耐磨性較好的SiC骨架。此時(shí)摩擦副表面粗糙度較高，兩者的微凸體高度均值(Sa)和微凸體高度標(biāo)準(zhǔn)差(Sq)分別達(dá)6.187,4.367 μm和6.569,4.686 μm(如圖4(a-1),(a-2)所示)，因此摩擦因數(shù)波動(dòng)明顯。第二階段隨制動(dòng)能量升高，轉(zhuǎn)速提高至7500 r/min，摩擦副之間接觸面積增加，溫度驟升，滿(mǎn)足了形成連續(xù)摩擦膜條件(如圖4(b-1),(b-2)所示)，導(dǎo)致接觸區(qū)的黏著傾向減弱。此外，配副中添加的石墨組分也可發(fā)揮出自潤(rùn)滑作用，因此摩擦因數(shù)下降并趨于穩(wěn)定。在第三階段轉(zhuǎn)速達(dá)8800 r/min，高速、高載導(dǎo)致表面粗糙度參數(shù)Sa,Sq進(jìn)一步降低，摩擦膜逐步穩(wěn)定(如圖4(c-1),(c-2)所示)。由于此時(shí)接觸仍主要發(fā)生在“摩擦膜-摩擦膜”間，摩擦因數(shù)顯著低于第一階段的“金屬-金屬”接觸形式。

圖4 連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中SiC/Cu摩擦副(1)與SiC/Fe摩擦副(2)磨痕的三維形貌(a)第10次接合；(b)第30次接合；(c)第50次接合Fig.4 Three-dimensional morphologies of wear scar of SiC/Cu friction pair (1) and SiC/Fe friction pair (2) during continuous emergency braking(a)the 10th joining；(b)the 30th joining；(c)the 50th joining

圖5為連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中的平均力矩-制動(dòng)時(shí)間曲線(xiàn)。由于力矩是關(guān)于摩擦因數(shù)的函數(shù)，兩者呈相似變化規(guī)律。制動(dòng)時(shí)間在各階段相對(duì)平穩(wěn)，每階段制動(dòng)時(shí)間略微升高，但最低制動(dòng)速度達(dá)16.9 m/s，未隨轉(zhuǎn)速升高出現(xiàn)衰退現(xiàn)象。

圖5 連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中的平均力矩-制動(dòng)時(shí)間曲線(xiàn)Fig.5 Average torque and braking time curves during continuous emergency braking

圖6為連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中摩擦副的磨損率。由于前20次接合時(shí)接觸表面溫升較低，摩擦膜未形成，摩擦副之間以機(jī)械嚙合為主。而SiC/Fe摩擦副硬度較高，黏著磨損和磨粒磨損在SiC/Cu摩擦副上表現(xiàn)較為突出。因此SiC/Cu摩擦副的磨損率略有升高，SiC/Fe摩擦副的磨損率僅出現(xiàn)輕微波動(dòng)。在第20～40次接合過(guò)程中，材料表面流動(dòng)性提高，摩擦膜逐漸形成，對(duì)基體起到了保護(hù)作用，降低了摩擦副之間的黏著傾向和犁削效應(yīng)，SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副的磨損率均下降。在40～60次接合中，制動(dòng)能量進(jìn)一步提高導(dǎo)致SiC/Cu摩擦副的黏著磨損、氧化磨損和疲勞磨損加劇。SiC/Cu表面的多層結(jié)構(gòu)摩擦膜出現(xiàn)破裂，邊緣區(qū)域出現(xiàn)撕脫，導(dǎo)致磨損加劇。但磨損形式主要為摩擦膜的層間剝落，因此磨損率總體較低。

圖6 連續(xù)緊急制動(dòng)過(guò)程中摩擦副的磨損率Fig.6 Wear rate of friction pair during continuous emergency braking

2.2.2 連續(xù)高溫制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

圖7為連續(xù)高溫制動(dòng)過(guò)程中的瞬時(shí)摩擦因數(shù)-接觸表面溫度曲線(xiàn)?？梢?jiàn)隨接合次數(shù)增加，接觸表面溫度顯著上升，但在第6次接合后最高溫度處于500～600 ℃區(qū)間穩(wěn)定。摩擦因數(shù)隨溫度上升略有升高，但未出現(xiàn)熱衰退現(xiàn)象。

圖7 連續(xù)高溫制動(dòng)過(guò)程中的瞬時(shí)摩擦因數(shù)(a)與溫度(b)曲線(xiàn)Fig.7 Instantaneous friction coefficient (a) and temperature (b) curves during continuous high temperature braking

結(jié)合圖1實(shí)驗(yàn)工況可知，該工況特點(diǎn)為大制動(dòng)慣量，具體表現(xiàn)為高能、高溫。在前6次接合中，摩擦副溫度急劇上升，材料表層發(fā)生軟化，較好的流動(dòng)性有利于摩擦膜形成，增加了摩擦副之間的接觸面積，因此平均摩擦因數(shù)逐漸升高。進(jìn)一步觀(guān)察瞬時(shí)制動(dòng)曲線(xiàn)可知，在前2次接合過(guò)程中瞬時(shí)摩擦因數(shù)都經(jīng)歷了前期緩慢上升階段和后期陡升階段。圖8為磨痕的三維形貌。對(duì)比圖8(a-1),(a-2)和圖8(b-1),(b-2)可知，這是因?yàn)樵谥苿?dòng)初期接觸表面分布著大量微凸體，實(shí)際接觸面積和摩擦阻力較小。隨制動(dòng)繼續(xù)進(jìn)行，微凸體在嚙合作用下逐漸磨平，黏著阻力隨之提高，而剝落的磨屑也形成了犁削阻力，導(dǎo)致瞬時(shí)摩擦因數(shù)緩慢上升。而在制動(dòng)后期摩擦副之間速度差減小，動(dòng)、靜摩擦因數(shù)接近，瞬時(shí)摩擦因數(shù)出現(xiàn)驟升，即“翹尾”現(xiàn)象。對(duì)比圖8(b-1),(b-2)和圖8(c-1),(c-2)可知，在第3～6次接合中，由于摩擦膜形成，表面粗糙度參數(shù)Sa,Sq降低，摩擦副之間接觸趨于平穩(wěn)，黏著阻力和犁削阻力減弱，瞬時(shí)摩擦因數(shù)的緩慢上升階段轉(zhuǎn)變?yōu)樯舷虏▌?dòng)。在接合后期(接合次數(shù)>6)，平均摩擦因數(shù)和制動(dòng)時(shí)間均呈先降低后升高趨勢(shì)，這是因?yàn)榇藭r(shí)表面溫度已經(jīng)達(dá)到摩擦副材料熔點(diǎn)，高溫軟化導(dǎo)致平均摩擦因數(shù)略微下降。但持續(xù)高溫也會(huì)導(dǎo)致低速制動(dòng)下的黏著效應(yīng)更為明顯，具體表現(xiàn)為陡升階段提前，平均摩擦因數(shù)上升。同時(shí)邊緣應(yīng)力、溫度集中區(qū)域露出SiC骨架有效地抑制了基體的進(jìn)一步高溫軟化[18]，因此平均摩擦因數(shù)在第9～10次接合中有所回升。而制動(dòng)時(shí)間主要取決于力矩，在接合后期摩擦副外邊緣區(qū)域出現(xiàn)了黏著磨損和疲勞剝落，導(dǎo)致接觸面積減小，力臂較大區(qū)域的實(shí)際加載力較小，因此制動(dòng)時(shí)間出現(xiàn)了輕微波動(dòng)[23]。

圖8 連續(xù)高溫制動(dòng)過(guò)程中SiC/Cu摩擦副(1)與SiC/Fe摩擦副(2)磨痕的三維形貌(a)第1次接合前；(b)第1次接合后；(c)第6次接合Fig.8 Three-dimensional morphologies of wear scar of SiC/Cu friction pair (1) and SiC/Fe friction pair (2) during continuous high temperature braking (a)before the first joining;(b)after the first joining;(c)the 6th joining

圖9為連續(xù)高溫制動(dòng)過(guò)程中摩擦副的磨損率。在連續(xù)高溫制動(dòng)實(shí)驗(yàn)中，以嚴(yán)重黏著磨損為主。且摩擦副表面僅形成了較薄的單層摩擦膜，SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副的磨損率均隨接合次數(shù)增加而升高。由于在第6次制動(dòng)時(shí)SiC/Cu摩擦副局部接觸區(qū)域發(fā)生熔融，導(dǎo)致磨損率顯著升高。當(dāng)表層金屬軟相轉(zhuǎn)移后，暴露出的硬質(zhì)SiC骨架可避免磨損加劇[24]，因此在第6～10次接合過(guò)程中磨損率升高速度減緩，并趨于穩(wěn)定。

圖9 連續(xù)高溫制動(dòng)過(guò)程中摩擦副的磨損率Fig.9 Wear rate of friction pair during continuous high temperature braking

2.3 磨損機(jī)理

2.3.1 連續(xù)緊急制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

圖10與圖11分別為SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副磨痕的SEM微觀(guān)形貌，根據(jù)磨損特征可將磨痕分為內(nèi)邊緣、中部和外邊緣3個(gè)區(qū)域。

SiC/Cu摩擦副的磨損形式包括黏著磨損、磨粒磨損、疲勞磨損和氧化磨損。其中氧化磨損、疲勞磨損和黏著磨損導(dǎo)致的表面剝落占主要地位。

如圖10(a)所示，內(nèi)邊緣的內(nèi)側(cè)區(qū)域(上方)相對(duì)平整，形成了連續(xù)的摩擦膜，表面顏色較深區(qū)域氧元素含量較高。表面存在犁削形貌，以輕微黏著磨損和磨粒磨損為主。內(nèi)邊緣的中間區(qū)域和外側(cè)區(qū)域(中、下方)表面有明顯塑性流動(dòng)痕跡，且伴有輕微剝落現(xiàn)象。

外邊緣區(qū)域同樣存在剝落現(xiàn)象(如圖10(b)所示)，按磨損類(lèi)型可大致分為兩類(lèi)：一種為氧化磨損加劇的疲勞磨損(如圖10(b)中G區(qū)域所示)。制動(dòng)過(guò)程中產(chǎn)生的高溫導(dǎo)致表面局部區(qū)域氧含量急劇升高。結(jié)合EDS分析可知，G區(qū)域氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)47.36%(如表3所示)，摩擦層氧化后變脆，進(jìn)而萌生裂紋，在后續(xù)反復(fù)碾壓中裂紋擴(kuò)展發(fā)生剝落。同時(shí)可見(jiàn)摩擦膜是堆砌而成的多層結(jié)構(gòu)。即在制動(dòng)間隙溫度驟降，底層摩擦膜穩(wěn)固，當(dāng)摩擦副再次接合后，新的摩擦膜在底層摩擦膜上形成，因此層間結(jié)合力較弱。而氧化磨損只對(duì)表層摩擦膜造成損傷，表層摩擦膜剝落后仍有底層摩擦膜保護(hù)基體；另一種為黏著磨損(如圖10(b)中H區(qū)域所示)。這主要是因?yàn)槟Σ粮边吘墔^(qū)域應(yīng)力集中，溫度較高，進(jìn)而導(dǎo)致接觸區(qū)域發(fā)生撕脫出現(xiàn)較深剝落，但剝落后的粗糙區(qū)域主要為SiC骨架，可起到保護(hù)作用，未產(chǎn)生傷及基體的損傷。整體上，外邊緣磨損形式與內(nèi)邊緣相似，不同的是該區(qū)域深色氧化區(qū)面積較大，且剝落處邊緣出現(xiàn)疲勞磨損。主要原因?yàn)槟Σ粮蓖鈴骄€(xiàn)速度快，溫升和疲勞沖擊更為劇烈。

如圖10(c)所示，由于中部區(qū)域的接觸區(qū)較穩(wěn)定，形成了致密且光滑的整體摩擦膜，局部溫升和應(yīng)力集中現(xiàn)象沒(méi)有邊緣區(qū)域明顯，因此深色氧化區(qū)呈帶狀分散分布。此外，表面存在均勻的SiO2顆?？善鸬健搬斣c(diǎn)”作用，使運(yùn)動(dòng)的磨屑受阻更易形成摩擦膜。但硬質(zhì)顆粒與基體結(jié)合主要依靠亞表層的結(jié)合力，當(dāng)壓實(shí)區(qū)面積擴(kuò)大到超過(guò)“釘扎點(diǎn)”承載極限時(shí)便會(huì)連同亞表層一起發(fā)生局部開(kāi)裂、剝落，以輕微黏著磨損和磨粒磨損為主。SiC/Fe配副的內(nèi)邊緣、中部和外邊緣區(qū)域磨損形貌相近，以磨粒磨損為主。

如圖11所示，3個(gè)區(qū)域磨痕表面均分布著粒徑不均的SiO2顆粒，說(shuō)明磨粒在反復(fù)碾壓過(guò)程中發(fā)生細(xì)化，但不同于SiC/Cu摩擦副，SiC/Fe配副表面硬度較高，未發(fā)生擦傷、撕脫形式的黏著磨損。如表3所示，進(jìn)一步分析中部區(qū)域成分(見(jiàn)圖11(c))，發(fā)現(xiàn)配副表面含有大量的Cu元素，表明成分轉(zhuǎn)移主要由SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe配副方向進(jìn)行。同時(shí)可見(jiàn)SiC/Fe配副表面的摩擦膜是單層結(jié)構(gòu)，裂紋明顯少于SiC/Cu摩擦副，僅在邊緣處發(fā)現(xiàn)一些氧化裂紋，且未見(jiàn)明顯剝落現(xiàn)象。這是因?yàn)椤澳Σ聊?金屬”間的結(jié)合力大于“摩擦膜-摩擦膜”間結(jié)合力。此外，添加的石墨可以起到原位潤(rùn)滑作用，避免黏著點(diǎn)發(fā)生過(guò)度嚙合和阻滯。特別對(duì)緩解SiO2顆粒與基體/摩擦膜結(jié)合較弱問(wèn)題有顯著作用。

表3 圖10與圖11中選區(qū)EDS成分分析Table 3 EDS component analysis of selected areas in fig.10 and fig.11

2.3.2 連續(xù)高溫制動(dòng)實(shí)驗(yàn)

圖12與圖13分別為SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副磨痕的SEM微觀(guān)形貌，根據(jù)磨損特征可將磨痕分為內(nèi)邊緣、中部和外邊緣3個(gè)區(qū)域。SiC/Cu摩擦副的磨損形式包括黏著磨損、磨粒磨損、疲勞磨損和氧化磨損。其中高溫導(dǎo)致的黏著磨損占主要地位。

圖12 連續(xù)高溫制動(dòng)后SiC/Cu摩擦副磨痕的微觀(guān)形貌(a)內(nèi)部區(qū)域；(b)外部區(qū)域；(c)中部區(qū)域Fig.12 Micromorphologies of wear scar of SiC/Cu friction pair after continuous high temperature braking(a)internal area；(b)external area；(c)central area

圖13 連續(xù)高溫制動(dòng)后SiC/Fe摩擦副磨痕的微觀(guān)形貌(a)內(nèi)部區(qū)域；(b)外部區(qū)域；(c)中部區(qū)域Fig.13 Micromorphologies of wear scar of SiC/Fe friction pair after continuous high temperature braking(a)internal area；(b)external area；(c)central area

如圖12(a)所示，內(nèi)邊緣以大面積致密摩擦膜和暴露的SiC骨架為主要特征，未出現(xiàn)耐熱實(shí)驗(yàn)中的撕脫形貌。這是因?yàn)橥夏?shí)驗(yàn)中持續(xù)的高溫導(dǎo)致表層軟相熔化，甚至出現(xiàn)了輕微燒蝕形貌。材料流動(dòng)性較強(qiáng)，在黏著作用下發(fā)生明顯成分轉(zhuǎn)移，接觸較淺區(qū)域涂抹形成摩擦膜，接觸較深區(qū)域露出SiC骨架，承受大部分法向載荷和切向摩擦力，可避免深層金屬軟相繼續(xù)轉(zhuǎn)移，體現(xiàn)了連續(xù)相材料在高溫下的協(xié)同作用。此外，高溫下形成的摩擦膜與基體結(jié)合緊密且硬度較高，摩擦膜邊緣僅發(fā)生了輕微的疲勞磨損，未出現(xiàn)耐熱實(shí)驗(yàn)中的磨削形貌。且陶瓷增強(qiáng)相的存在會(huì)使磨粒分散，消除磨屑堆積的影響[12]。

如圖12(b)所示，外邊緣相比內(nèi)邊緣表面溫升更為劇烈，在外邊緣外側(cè)(上方)出現(xiàn)了更為明顯的燒蝕痕跡和重度氧化區(qū)(氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)44.41%)。在摩擦膜邊緣出現(xiàn)了輕微剝落，這是高溫條件下循環(huán)應(yīng)力、熱應(yīng)力產(chǎn)生的氧化磨損和疲勞磨損共同導(dǎo)致的結(jié)果。此外，由于邊緣區(qū)域溫度、應(yīng)力集中，且剝落的硬質(zhì)顆粒較多，出現(xiàn)了磨粒磨損。

如圖12(c)所示中部區(qū)域由于接觸平穩(wěn)、應(yīng)力均勻，表面摩擦膜面積較大，且接觸較深區(qū)域也未露出SiC骨架。在表面同樣可見(jiàn)輕微的燒蝕形貌，局部高溫一方面可以促進(jìn)大面積摩擦膜的形成，這種摩擦膜多為一次性流動(dòng)涂抹形成，具有較高的結(jié)合強(qiáng)度，不易在制動(dòng)過(guò)程中發(fā)生開(kāi)裂。另一方面，其產(chǎn)生較大溫度梯度和瞬時(shí)溫升也會(huì)導(dǎo)致表面因熱膨脹系數(shù)差異而開(kāi)裂，因此，即使在氧含量較少區(qū)域也出現(xiàn)了細(xì)小裂紋，但并未剝落。

SiC/Fe配副同樣以黏著磨損為主，但相對(duì)SiC/Cu摩擦副較為輕微。如圖13(a)所示，由于SiC/Fe配副熔點(diǎn)高，硬度高，流動(dòng)性弱，內(nèi)邊緣表面未出現(xiàn)明顯燒蝕痕跡，在較淺接觸區(qū)形成了鱗片狀的摩擦膜，而接觸較深區(qū)域也未露出SiC骨架。通過(guò)對(duì)磨痕不同成分轉(zhuǎn)移區(qū)進(jìn)行EDS分析(如表4所示)，發(fā)現(xiàn)Cu含量差異較大。這是因?yàn)轲ぶp一方面表現(xiàn)為高溫下SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe配副的涂抹(圖13(a)中J區(qū))，另一方面表現(xiàn)為硬質(zhì)材料對(duì)軟質(zhì)材料的擦傷(圖13(a)中K區(qū))，即SiC/Cu摩擦副中接觸較深區(qū)域整體轉(zhuǎn)移到SiC/Fe配副。此外，由于該區(qū)域摩擦膜較薄，Cu含量較少，流動(dòng)性弱且脆，容易在反復(fù)加載過(guò)程中發(fā)生疲勞開(kāi)裂。因此，此區(qū)域以輕微黏著磨損和疲勞磨損為主。

表4 圖12與圖13中選區(qū)EDS成分分析Table 4 EDS component analysis of selected areas in fig.12 and fig.13

如圖13(b)所示，外邊緣在高溫下出現(xiàn)了較為明顯的燒蝕痕跡，同時(shí)摩擦膜相對(duì)連續(xù)，但結(jié)合力仍較弱，同樣出現(xiàn)了疲勞裂紋。此外，該區(qū)域應(yīng)力較大，摩擦膜表面出現(xiàn)了輕微磨粒磨損。

如圖13(c)所示，中部區(qū)域與內(nèi)邊緣磨損形貌相近，但摩擦膜面積較大，除疲勞開(kāi)裂外，氧化區(qū)也出現(xiàn)了裂紋，即氧化磨損加劇的疲勞磨損。但與耐熱實(shí)驗(yàn)不同，SiO2嵌入?yún)^(qū)域未出現(xiàn)開(kāi)裂，這是因?yàn)楦邷叵掳l(fā)生的類(lèi)似燒結(jié)的“冷焊”效應(yīng)，硬質(zhì)顆粒與基體/摩擦膜結(jié)合強(qiáng)度較高且不易產(chǎn)生應(yīng)力集中。因此，發(fā)生的輕微磨粒磨損主要是摩擦膜剝落導(dǎo)致。

3 結(jié)論

(1)第一、二制動(dòng)階段接合中，接觸表面溫度顯著上升，形成了含石墨成分的多層結(jié)構(gòu)摩擦膜，平均摩擦因數(shù)和平均力矩略微下降。第三階段接合中，接觸表面溫度無(wú)明顯變化。摩擦膜出現(xiàn)了層間斷裂，但摩擦因數(shù)仍較穩(wěn)定，在高轉(zhuǎn)速下表現(xiàn)出良好制動(dòng)性能。

(2)SiC/Cu摩擦副的磨損形式包括黏著磨損、磨粒磨損、疲勞磨損和氧化磨損，其中氧化磨損、疲勞磨損和黏著磨損導(dǎo)致的表面剝落占主要地位。SiC/Fe則以磨粒磨損為主；制動(dòng)過(guò)程中，成分轉(zhuǎn)移主要以SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe摩擦副方向進(jìn)行，因此SiC/Cu摩擦副在三個(gè)階段的接合中磨損率相對(duì)較高。

(3)前6次接合中，接觸表面溫度急劇升高，材料表層發(fā)生軟化，導(dǎo)致摩擦副之間接觸面積增大，平均摩擦因數(shù)升高。隨接合次數(shù)繼續(xù)增加，接觸表面最高溫度處于500～600 ℃區(qū)間穩(wěn)定。平均摩擦因數(shù)受持續(xù)高溫影響呈先降后升趨勢(shì)。摩擦副邊緣區(qū)域出現(xiàn)的黏著磨損和疲勞剝落導(dǎo)致大力臂區(qū)域加載減少，制動(dòng)時(shí)間出現(xiàn)了輕微波動(dòng)，但未出現(xiàn)熱衰退現(xiàn)象。

(4)在單次制動(dòng)中，由于接觸表面粗糙度逐漸降低，瞬時(shí)摩擦因數(shù)曲線(xiàn)經(jīng)歷了緩慢上升階段和陡升階段。隨接觸表面溫度升高和摩擦膜的形成，緩慢上升階段逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樯舷虏▌?dòng)，陡升階段提前出現(xiàn)。

(5)SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副均發(fā)生了嚴(yán)重的黏著磨損，兩者磨損率均隨接合次數(shù)增加顯著升高。但SiC/Fe摩擦副的熔點(diǎn)高、流動(dòng)性弱，黏著磨損相對(duì)較輕微。