金云學，王小丫，童強強，陳洪美，Jung-Moo LEE

(1. 江蘇科技大學 江蘇省先進焊接技術(shù)重點實驗室，鎮(zhèn)江 212003； 2. Korea Institute of Machinery and Materials，Changwon 641—010，Korea)

高速化、輕量化、低能耗是當今交通運輸車輛的主要發(fā)展趨勢，而設(shè)法有效降低車輛自身的質(zhì)量是實現(xiàn)高速化、輕量化、低能耗的關(guān)鍵，其中制動盤是列車簧下關(guān)鍵部位，且是質(zhì)量最大的關(guān)鍵部件之一，對列車的加速和制動性能有著重要影響。所以，列車用制動盤材料必須滿足5個方面的性能要求：1) 穩(wěn)定的 摩擦性能；2) 良好的耐熱疲勞性能；3) 較高的耐磨損性能；4) 較高的熱容量；5) 良好的導熱性[1]。由于SiCp/Al復合材料具有較高的強度和剛度、優(yōu)異的耐磨性能、良好的導熱性能和較低的熱膨脹系數(shù)等突出優(yōu)點，現(xiàn)已成為高速列車制動盤研究的重要候選材料之一。美國Dural Aluminum公司用ZL104鋁合金加入SiC顆粒制作了復合材料制動盤[2]。Knorr Bremse AG采用Duralcan生產(chǎn)的20%SiCp/AlSi7Mg復合材料研制了高速列車剎車盤用于德國ICE-2高鐵。國內(nèi)部分研制單位已經(jīng)成功制備了鋁基復合材料制動盤樣件[3]，并通過了臺架實驗[4]。

作為制動盤材料其滑動摩擦磨損性能無疑是非常重要的，因其影響因素多[5]，且互相存在交互作用，使其磨損特性復雜化，吸引更多研究工作者從事相關(guān)研究。有關(guān)鋁復合材料摩擦特性研究報道雖較多[6-9]，針對其高溫磨損行為也不少[10-14]，但作為高速列車制動盤材料研究較多的SiCp/A356復合材料，其在高溫下的摩擦特性研究遠遠不足，且制動盤在使用過程中，因為摩擦而產(chǎn)生大量熱量，實際磨損更接近高溫磨損。因此，本文作者選用由韓國國家材料研究院(KIMS)國家重點實驗室制備的用于高速列車制動盤的SiCp/ A356復合材料，詳細研究了鋁基復合材料的高溫摩擦磨損性能。

1 實驗

1.1 試樣制備

實驗所用材料為韓國KIMS重點實驗室提供的SiCp/Al鑄錠，該復合材料用于制備高速列車制動盤樣件(直徑為635 mm)。增強相為SiC顆粒，其平均尺寸為20 μm，加入量為20%(體積分數(shù))，基體合金A356化學組成(質(zhì)量分數(shù)，下同)如下：Si為6.58%、Mg為0.44%、Fe為0.39%、Cu為0.01%、Zn為0.01%、Ti為 0.01%。

1.2 摩擦磨損實驗

采用美國CETR公司生產(chǎn)的UMT-2型球-盤式摩擦磨損實驗裝置進行高溫干滑動摩擦磨損實驗。復合材料試樣尺寸為20 mm×20 mm×2.5 mm，對磨材料采用d 9.38 mm的Al2O3陶瓷球。實驗條件如下：滑動速度150 r/min，載荷為6 N，相對滑動時間為30 min，環(huán)境溫度分別為100、150、200、250和300 ℃。實驗前，每個試樣磨損表面均采用金相砂紙研磨到1000號，使它們具有相同的表面粗糙度。磨損實驗前后，將試樣浸入酒精溶液，經(jīng)超聲波清洗，感量為0.1 mg的分析天平檢測磨損質(zhì)量損失，并除以滑動距離以轉(zhuǎn)換為磨損率；摩擦因數(shù)由與磨損實驗機相連的計算機上的數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)采集而得。采用SEM觀察磨損表面及磨屑形貌，通過EDS檢測相應(yīng)區(qū)域的成分，用奧林巴斯激光共焦掃描顯微鏡OLS4000分析磨痕的粗糙度。

2 結(jié)果與分析

2.1 溫度對滑動摩擦磨損率的影響

圖1所示為SiCp/A356復合材料在干滑動摩擦磨損時磨損率隨溫度變化。由圖1可知，總體上磨損率隨著溫度的升高而增加，但不同溫度下的增加幅度不同。當溫度在200 ℃以下，溫度變化的影響相對很小，磨損率只增加50%(由0.028 3 μg/cm增加到0.042 5 μg/cm)，曲線相對較平緩；但溫度超過200 ℃時，磨損率開始大幅上升，越趨于高溫區(qū)，磨損量的增加越激烈；當溫度達到300 ℃時，與100 ℃下相比，磨損率增加了1348%(由0.028 3 μg/cm增加到0.41 μg/cm)。實驗過程中表現(xiàn)為開始出現(xiàn)少量的細小磨屑；繼續(xù)升高溫度，由于磨損進入激烈磨損階段，形成肉眼可見的塊狀磨屑，曲線呈線性增長，磨損率急劇上升。這是由于材料的硬度決定了接觸材料表面的真實接觸面積，從而與材料的耐磨性有著非常密切的聯(lián)系。隨著溫度的升高，SiC顆粒與基體的結(jié)合強度降低，容易材料表面脫落，從而導致硬度降低，耐磨性有所下降。所以從磨損率的角度來看，溫度低于200 ℃時，其主要發(fā)生輕微磨損，而溫度超過250 ℃后則進入激烈的嚴重磨損階段。

圖1 SiCp/A356復合材料的磨損率隨溫度變化 Fig.1 Variations of wear rate of SiCp/A356 composite with temperature

2.2 溫度對摩擦系數(shù)的影響

作為高速列車制動盤材料，不僅要具有優(yōu)良的耐磨性(為提高制動盤壽命)，同時為保證制動的穩(wěn)定性，要求具有大且對環(huán)境變化不敏感的摩擦因數(shù)。圖2所示為摩擦因數(shù)隨溫度的變化曲線。由圖2可見，鋁基復合材料的摩擦因數(shù)隨溫度升高而波動，200 ℃以下基本呈現(xiàn)上升趨勢，而200 ℃以后基本呈現(xiàn)下降趨勢。從摩擦因數(shù)數(shù)據(jù)的均方差值看，隨著溫度的提高，摩擦因數(shù)的分散度增加，即摩擦穩(wěn)定性是下降的。因為材料的摩擦因數(shù)與SiC顆粒與基體的結(jié)合強度有關(guān)，隨著溫度的升高，基體出現(xiàn)軟化的現(xiàn)象，導致顆粒與基體的結(jié)合能力下降，所以摩擦因數(shù)出現(xiàn)波動。但總體上摩擦因數(shù)平均值的變化較小，在0.43~0.54范圍內(nèi)波動。

圖2 SiCp/A356復合材料的摩擦因數(shù)隨溫度變化 Fig.2 Variations of friction coefficient of SiCp/A356 composite with temperature

圖3 SiCp/A356復合材料不同溫度下磨損表面的宏觀形態(tài) Fig.3 Macromorphologies of wear surface of SiCp/A356 composite at different temperatures: (a) 100 ℃; (b) 150 ℃; (c) 200 ℃; (d) 250 ℃; (e) 300 ℃

2.3 磨損面及磨屑形貌

SiCp/A356復合材料在常溫下的滑動摩擦磨損的研究表明，通常多種磨損機制同時存在并對材料的摩擦磨損性能產(chǎn)生影響[15]。從圖1的結(jié)果看，高溫下滑動摩擦磨損過程，也同時存在不同的磨損機制。圖3所示為SiCp/A356復合材料在不同溫度下經(jīng)滑動摩擦磨損實驗后的磨損面的宏觀形貌。從圖3中可以看出，在200 ℃以下，磨痕淺且細(見圖3(a)~(c))，表面光滑平整呈黑色，宏觀上表現(xiàn)出磨損率很小(見圖1)。表面的黑色表明，復合材料發(fā)生氧化，而此時磨屑很少且極細，因此可以初步推斷此時主要發(fā)生氧化磨損。試樣及環(huán)境溫度提高到250 ℃以上時，由于溫度升高使復合材料強度和硬度降低，磨損表面出現(xiàn)嚴重的塑性變形層，同時大量的磨屑粘附在摩擦軌跡不同位置，且出現(xiàn)堆積現(xiàn)象，導致表面粗糙不平，磨痕大且深呈銀白色(見圖3(d)~(e))，因此，出現(xiàn)圖1所示的磨損率線性增加的現(xiàn)象，從中大致可以判斷為出現(xiàn)嚴重的粘著磨損。

圖4所示為通過OLS4000型奧林巴斯激光共焦掃描顯微鏡檢測的不同溫度下磨痕的粗糙度曲線及粗糙度測量位置。由圖4可見，隨著溫度的升高，磨痕的粗糙度逐漸增大，由7.015 μm增大到12.035 μm(考慮到此時磨痕表面不平整，存在堆積層，此值為檢測5個部位的平均值)。溫度低于200 ℃時，粗糙度值變化很小(僅增加9.4%)，表明此時磨損率的增加較?。欢鴮嶒灉囟葟?00 ℃增加到300 ℃時，磨痕粗糙度值變化很大(增加92.5%)，表明此時溫度的增加帶來磨損率的急劇增加，與圖1的實驗結(jié)果相吻合。這種摩擦磨損過程中磨痕粗糙度的變化將對制動盤的性能帶來較大影響。磨損表面的粗糙度不僅影響材料的疲勞強度，還影響其耐磨性，因為隨著磨損的進行，磨痕面粗糙度增大，其表面變的不平整，導致復合材料和對偶材料的有效接觸面積減小，磨痕表面所受到的壓力增大，滑動要克服的障礙增多，從而使摩擦因數(shù)增大，同時，磨損加快，材料損耗加速，最終可能導致制動盤使用壽命縮短。

圖4 SiCp/A356復合材料磨痕的粗糙度 Fig.4 Roughness of wear scar of SiCp/A356 composite: (a) 100 ℃; (b) 200 ℃; (c) 300 ℃

隨著溫度的升高，材料的表面受到了不同程度的破壞。圖5所示為材料在不同溫度下磨損后的磨痕面形貌。由圖5可見，對應(yīng)圖1的輕微磨損的溫度部分的磨痕(200 ℃以下)，其磨損面形態(tài)基本一致，磨損面除了較淺的犁溝外還有磨屑脫落后留下的凹坑(見圖5(a)和(b))。這是由于在磨損過程中，材料表面的SiC顆粒在Al2O3陶瓷球和旋轉(zhuǎn)力矩的切削作用下，產(chǎn)生塑性變形，在局部產(chǎn)生大量熱量，使復合材料發(fā)生部分氧化，SiC顆粒破碎并從材料表面脫落形成磨屑，導致磨損面上出現(xiàn)凹坑。200 ℃時的磨損面塑性變形 痕跡開始比較明顯，并出現(xiàn)剝離痕跡(見圖5(c))，剝離部分存在明顯的犁溝，這是由于在磨損初期，從材料表面脫落的SiC顆粒而形成的磨屑附在Al2O3陶瓷球接觸表面，形成三體磨損，犁削材料表面而成；進入磨損中期，復合材料表面開始產(chǎn)生細粉狀磨屑經(jīng)過反復地切削磨損作用，破碎為更細小的顆粒，并被碾壓平鋪于磨痕表面，隨著磨損進行，部分被碾壓堆積的磨屑剝落。250 ℃以上的磨損面形態(tài)類似，但磨損程度不同。相對于在250 ℃時的磨損面(見圖5(d))，300 ℃的磨損面更粗糙，塑性流動更加嚴重，且形成明顯的波浪紋(見圖5(e))。原因是在高溫磨損載荷作用下，磨損形成的磨屑由于高溫影響在新的表面產(chǎn)生粘著、焊合，隨后又被切斷、轉(zhuǎn)移，使磨損表面形成犁溝，產(chǎn)生較大的塑性變形，產(chǎn)生大量塊狀磨屑。同時，大量磨屑從磨損試樣轉(zhuǎn)移到Al2O3陶瓷球表面粘附，使得對偶材料表面被復合材料所覆蓋，磨損材料不能與其直接接觸，這樣摩擦磨損在同種材料之間發(fā)生。由于高溫作用使鋁合金的塑性增加，摩擦因數(shù)增加，同時極易造成試樣與對偶件(表層粘附著磨屑)的粘合，磨損量也大幅度增加，形成大量塊狀的磨屑。此階段以粘著磨損機制為主。

圖5 不同溫度下的磨損表面形貌 Fig.5 Morphologies of worn surface of SiCp/A356 composite at different temperatures: (a) 100 ℃; (b) 150 ℃; (c) 200 ℃; (d) 250 ℃; (e) 300 ℃

圖6 不同溫度下的磨屑形貌及其EDS譜 Fig.6 Morphologies and EDS of wear debris at different temperatures: (a),(a′) 100 ℃; (b),(b′) 300 ℃

摩擦磨損過程中磨屑是摩擦副雙方相互作用的結(jié)果，因此，磨屑的形貌，尺寸、數(shù)量及化學成分的變化可以反映出磨損率的大小及摩擦磨損機制。因此，通過對磨屑的分析，可以在一定程度上分析出磨損的機制。圖6所示為復合材料在不同溫度條件下磨損后的磨屑形貌及局部區(qū)域能譜分析圖。通過摩擦磨損過程中產(chǎn)生的磨屑形成過程、宏觀形貌及圖6所示的SEM觀察發(fā)現(xiàn)，磨屑主要有兩種形態(tài)：一是在較低溫度時，在圖1所示的輕微磨損過程中產(chǎn)生的磨屑，它宏觀上呈現(xiàn)非常細小的粉末狀；二是隨著溫度升高，進入嚴重磨損階段時產(chǎn)生的磨屑，宏觀上呈銀白色的粗大的塊狀，也存在一些比較小的磨屑，但它們所占體積分數(shù)甚小。100 ℃溫度下形成的黑色細小磨屑尺寸在10 μm以下。由圖6(a)的能譜分析結(jié)果可知，除了Al、Si外存在較多的O，這部分O來自摩擦磨損過 程中表面氧化形成的Al2O3，表明這個階段的磨損以氧化磨損為主，相同材料在常溫下的干滑動摩擦磨損研究中，采用與本實驗相近的載荷下，同樣形成細小黑色磨屑，分析結(jié)果為氧化磨損為主的磨損過 程[16]，本實驗從磨損面及磨屑的分析中可得出相同的結(jié)論。300 ℃溫度下形成的磨屑，其形狀為塊狀，尺寸約400~1 000 μm(見圖6(b))。這些大尺寸的塊狀磨屑表面也明顯呈兩種不同形式，一種為表面呈黑色，比較光潔(見圖7中A區(qū))，此表面為磨損初期復合材料和對偶材料相互摩擦形成的。表層局部凸起被碾壓塑性變形，并表層氧化形成的。與對偶材料接觸的表面，另一種表面為呈銀白色，表面粗糙且存在明顯塑形流動的痕跡(見圖7中B區(qū))。此面應(yīng)為磨屑形成過程中磨屑和復合材料基體的撕裂面，此形狀的磨屑為較為典型的粘著磨損磨屑，此階段形成的磨屑都以大尺寸的塊狀磨屑為主，同時存在少量細小黑色磨屑。因此可推斷，在高溫下磨損以粘著磨損為主，同時存在微量的氧化磨損。

2.4 磨損斷面分析

材料在摩擦磨損過程中，不僅表層遭受到一定程度的破壞，同時，由于摩擦力和旋轉(zhuǎn)力矩等的作用，次表層也會受到一定程度的影響。圖8所示為SiCp/A356復合材料材料在不同溫度下的磨損斷面形貌。由圖8可見，溫度為100 ℃時，復合材料出現(xiàn)了一定的裂紋(見圖8(a)中箭頭)，裂紋的存在，說明材料即將開始遭到破壞脫落；當溫度升高到200 ℃時，復合材料的磨損斷面高低起伏不平，存在明顯的磨削痕跡，還有部分SiC顆粒脫落的現(xiàn)象(見圖8(b))。這是由于環(huán)境溫度的升高，導致對磨材料之間的溫度升高，基體出現(xiàn)變形，使得材料中的增強顆粒SiC暴露與對 磨材料Al2O3陶瓷球直接接觸，隨著磨損過程的進行，暴露在外的SiC顆粒脫落破碎。溫度進入高溫區(qū)，達到300 ℃時(見圖8(c))，復合材料的塑性流動痕跡非常明顯，而且存在明顯的SiC顆粒堆積現(xiàn)象。所以，隨著溫度的升高，材料的磨損越來嚴重。

圖7 塊狀磨屑表面形貌 Fig.7 Morphology of massive debris surface

圖8 不同溫度下SiCp/A356復合材料磨損斷面形貌 Fig.8 Morphologies of cross-section of worn surface of SiCp/A356 composite at different temperatures: (a) 100 ℃; (b) 200 ℃; (c) 300 ℃

2.5 摩擦因數(shù)分析

為了列車的制動穩(wěn)定性，制動盤材料還要求在整個制動過程中始終具有穩(wěn)定的摩擦因數(shù)值，而制動過程又是溫度、載荷、速度等都在變化的動態(tài)過程，因此，研究制動盤材料的摩擦磨損性能需要同時研究不同條件下的摩擦因數(shù)變化規(guī)律。

圖9所示為復合材料在不同溫度下的摩擦因數(shù)在實驗過程中的變化曲線。實驗過程中，摩擦因數(shù)曲線越平緩，則說明該材料的摩擦性能越穩(wěn)定。由圖9可見，材料的摩擦因數(shù)隨時間變化較大，曲線前后起伏較明顯。起始階段摩擦因數(shù)在試驗的前2~10 s變化較大，隨著磨損的進行摩擦因數(shù)快速上升。這是由于在試驗初期，試驗處于跑合階段，SiC顆粒承載大部分的載荷，復合材料和對磨材料(Al2O3陶瓷球)之間實際接觸面較??；隨著磨損的進行，摩擦副間的真實接觸面積增大，摩擦阻力也不斷增加，從而摩擦因數(shù)明顯增大。且隨著溫度的變化，摩擦因數(shù)存在明顯的差異。溫度較低時，摩擦因數(shù)曲線整體比較平緩，隨著時間的波動較小，沒有出現(xiàn)尖銳的峰，摩擦性能相對較穩(wěn)定。

但隨著溫度的升高，摩擦因數(shù)開始出現(xiàn)波動，且隨時間延長，呈現(xiàn)略微增大趨勢，當溫度超過200 ℃時，摩擦因數(shù)隨時間變化波動很大，出現(xiàn)瞬間的尖銳的峰值，尖銳的峰值應(yīng)對應(yīng)于如圖9(d)~(e)所示磨損面上出現(xiàn)磨屑堆積處與對偶材料的接觸，摩擦時對偶材料觸碰到凸起點，摩擦阻力增加，使摩擦因數(shù)出現(xiàn)尖銳的峰值。當磨損面上出現(xiàn)這些凸起時，摩擦因數(shù)變得時高時低，其穩(wěn)定性相當差?？傮w上不同溫度下的摩擦因數(shù)曲線符合溫度對摩擦因數(shù)的影響規(guī) 律[17-18]。制動盤在一次制動過程中，其表面溫度會動態(tài)變化，因此，上述不同溫度下的摩擦系數(shù)變化規(guī)律將有助于了解制動過程中制動力的變化規(guī)律。

3 結(jié)論

1) 當溫度為100~200 ℃時，復合材料磨損率較小，呈現(xiàn)輕微磨損；但隨著溫度上升超過250 ℃時，其磨損率開始大幅度上升，進入嚴重磨損階段。

2) 100 ℃時，復合材料摩擦因數(shù)穩(wěn)定，隨著溫度的升高，摩擦系數(shù)呈現(xiàn)增加趨勢；當溫度超過200 ℃時，摩擦因數(shù)呈不規(guī)則變化，出現(xiàn)尖銳的峰值，此變化與磨損面形貌變化緊密相關(guān)。

3) 輕微磨損階段復合材料的磨損以氧化磨損為主，形成少量細小的黑色磨屑，隨著溫度的升高，進入嚴重磨損階段，將以粘著磨損為主，形成大尺寸的塊狀磨屑。

圖9 不同溫度時SiCp/A356復合材料的摩擦因數(shù)曲線 Fig.9 Friction coefficients curves of SiCp/A356 composites at different temperatures: (a) 100 ℃; (b) 150 ℃; (c) 200 ℃; (d) 250 ℃; (e) 300 ℃

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