機械制動器是保證高速重型履帶車輛機動性、行駛安全性的決定因素[1?2]。隨著我國履帶式特種車輛不斷更新?lián)Q代，其車速、功率密度和戰(zhàn)斗全重顯著提高，服役環(huán)境也更為苛刻[3]。但車輛的機械制動系統(tǒng)多基于傳統(tǒng)使用需求設計，制動材料的高溫摩擦磨損性能存在明顯不足，導致機械制動器過熱現(xiàn)象突出，具體表現(xiàn)為高溫條件下剎車失靈、摩擦系數(shù)突變和摩擦片抱死燒損等[4?6]。制動器的高溫失效問題已經(jīng)成為當前履帶式特種車輛進一步發(fā)展的障礙。

目前，履帶式特種車輛采用的鐵基粉末冶金制動鼓具有生產(chǎn)成本較低、熱穩(wěn)定性好、抗黏結能力強等特點，但在極限高溫時仍會出現(xiàn)熱衰退、磨損嚴重等問題[7]。因此，合理匹配基體組元、摩擦組元和潤滑組元，對各組元的成分、種類和尺寸等進行優(yōu)化有利于發(fā)揮各組元協(xié)同效應，是改善制動材料高溫制動性能的關鍵[8?11]。Ma 等[12] 在銅基粉末冶金材料中加入一定鐵粉，發(fā)現(xiàn)高溫制動中更易形成連續(xù)氧化膜，避免了摩擦副間的直接接觸，從而使摩擦系數(shù)穩(wěn)定性提高、磨損率降低。Zhang 等[13]制備了鐵–銅基粉末冶金剎車片，以鉻鐵和 SiO2 為增強相提高基體承載力和摩擦阻力，以石墨和MoS2 作為潤滑組元提高制動平穩(wěn)性和耐磨性，結果表明，制動材料在高溫下摩擦系數(shù)較高，無熱衰退現(xiàn)象，剎車片的磨損率僅為 0.25 cm3·MJ?1，小于規(guī)范限 29%。

盡管研究人員對制動器的摩擦學性能進行了大量的研究，但多為單次制動試驗，提取的表征參數(shù)具有局限性，不能完全反映實際工況，特別是展示一些動態(tài)信息，如連續(xù)制動過程中材料摩擦磨損性能的積累變化和波動等[2,14?15]。鑒于此，本文采用粉末冶金燒結工藝制備了顆粒增強鐵基復合材料，研究該材料在連續(xù)高溫制動條件下的摩擦磨損性能，并闡述相應的磨損機理。

1    實驗材料及方法

按照表 1 中本課題組前期優(yōu)化成分配比進行球磨混粉，球料比 4:1，轉速 300 r·min?1，混粉時間6 h。將混合均勻的粉末在 300～500 MPa 壓力下冷壓成形，確保壓坯不出現(xiàn)分層；將壓坯放入燒結爐中進行燒結，燒結溫度為 1050 ℃，試樣保溫 2 h后隨爐冷卻。

表 1 實驗用鐵基粉末冶金材料化學成分（質量分數(shù)）

采用 Nava NanoSEM450/650 型場電子掃描顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察材料和磨痕的微觀形貌。使用 X-Max 80 型能譜儀（energy disperse spectroscope，EDS）分析元素含量及分布。利用 Lext OLS4000 型三維形貌儀觀測磨痕表面形貌和粗糙度。

通過 MM3000 型摩擦試驗機進行連續(xù)高溫制動試驗，對偶件材料為 65Mn 鋼。試驗環(huán)境為還原艙體密閉環(huán)境，在摩擦副外加裝保溫罩。試驗前對摩擦副進行磨合，保證接觸面積大于 80%。磨合主要參數(shù)為：制動壓力 0.44 MPa，轉動慣量 0.045 kg·m2，轉速 4000 r·min?1（等效半徑線速度 13.4 m·s?1）。磨合后測量摩擦副的初始質量和厚度。

連 續(xù) 制 動 試 驗 的 主 要 參 數(shù) 為 ：制 動 壓 力0.44 MPa，轉動慣量 0.31 kg·m2，轉速 7500 r·min?1（等效半徑線速度 25.9 m·s?1），接合間隔 20 s，接合次數(shù) 10 次。記錄每次接合過程的摩擦系數(shù)、力矩和溫度，并根據(jù)式（1）～式（3）計算穩(wěn)定系數(shù)、體積磨損率和質量磨損率。

式中：α 為穩(wěn)定系數(shù)；Ms為平均力矩，N·m；Ms max為最大力矩，N·m；Wr 為體積磨損率，cm3·J?1；ΔV 為磨損體積，cm3；Es 為制動吸收功，J；Ws 為質量磨損率，mg；Δm 為磨損質量，mg；n 為接合次數(shù)，n=1，2，3，···，N。

2    結果與討論 

2.1    顆粒增強鐵基復合材料的微觀形貌

圖 1 為實驗所制備顆粒增強鐵基復合材料的微觀形貌。由圖可知，大面積淺色區(qū)域為 Fe 基體，其中添加的 Cu、Ni 合金元素可增強基體強度、硬度、韌性和導熱性，降低與鋼對偶的親和性；亮色顆粒、暗色顆粒分為 SiO2、SiC 硬質增強相，在高溫下起到調節(jié)摩擦系數(shù)、抗磨、抗熱衰退和抗黏著的作用；呈片狀分布的黑色區(qū)域為石墨，用于穩(wěn)摩擦系數(shù)、減少材料磨損和減少黏著阻滯。由圖 1 可見，燒結后 SiO2、SiC 和石墨較為均勻地分布在基體中，未出現(xiàn)孔洞、裂紋和團聚現(xiàn)象。

圖 1 顆粒增強鐵基復合材料微觀形貌

2.2    摩擦學性能

圖 2 為連續(xù)制動過程中平均摩擦系數(shù)和最高溫度變化情況。由圖可知，顆粒增強鐵基復合材料的摩擦系數(shù)在前期接合（1～5 次）中呈先增后減趨勢，波動較大；在后期接合（6～10 次）中摩擦系數(shù)整體略微下降，逐漸趨向平穩(wěn)。顆粒增強鐵基復合材料的最高溫度隨接合次數(shù)增加急劇上升，最高達到 600.1 ℃。

圖 2 連續(xù)制動條件下顆粒增強鐵基復合材料的平均摩擦系數(shù)及最高溫度

圖 3 為摩擦副表面的三維形貌，插入的 Sa 和Sq 值分別表面輪廓的算術平均高度和標準差。在起始階段摩擦副間只有少量微凸體接觸（圖 3（a）），產(chǎn)生的運動阻力較小，導致摩擦系數(shù)略低。隨制動繼續(xù)進行，表面溫度逐漸升高，實際接觸面積增加（圖 3（b）），黏著傾向加劇，且微凸體被剪切后呈碎屑形式鋪展在接觸表面，如圖 4 所示，不滿足摩擦膜形成條件，導致摩擦系數(shù)驟升[16]。結合第 3 次接合時的瞬時摩擦系數(shù)曲線（圖 5（a））可看出，制動過程中摩擦系數(shù)不斷上升，特別在制動后期摩擦系數(shù)出現(xiàn)明顯突變，瞬時摩擦系數(shù)最高達到 0.88。這是因為摩擦副在運動中還需克服磨屑嵌入表面產(chǎn)生的額外犁削力，這種犁溝效應在速度較低時更為敏感。當接合次數(shù)大于 5 次后，溫度繼續(xù)升高，材料發(fā)生軟化，具有更好的流動性和延展性，底層摩擦膜逐步形成，且后續(xù)摩擦膜更容易在底層摩擦膜基礎上形成，減輕了摩擦副間的黏著作用，摩擦系數(shù)降低[17]。由于 SiO2、SiC 顆粒可顯著提高材料在高溫下的摩擦系數(shù)。SiO2 顆粒莫氏硬度較低，主要以破碎形式吸收能量，間接提高摩擦系數(shù)；SiC 顆粒莫氏硬度較高，主要以形成犁削阻力提高摩擦系數(shù)[18]；同時摩擦膜中的石墨可發(fā)揮緩解犁削效應、提高制動穩(wěn)定性的作用[19]。在第 10次結合中，摩擦副在短暫磨合后便進入穩(wěn)定期，制動后期由于摩擦副間速度差減小，動、靜摩擦系數(shù)相近，出現(xiàn)“翹尾”現(xiàn)象（圖 5（b））。

圖 3 摩擦副表面三維形貌：（a）原始形貌；（b）第 3 次接合后；（c）第 10 次接合后

圖 4 第 3 次接合后磨痕微觀形貌

圖 5 制動過程中鐵基復合材料的瞬時摩擦系數(shù)：（a）第 3 次接合；（b）第 10 次接合

圖 6 為連續(xù)制動過程中平均力矩和穩(wěn)定系數(shù)變化情況，由于力矩是摩擦系數(shù)的函數(shù)，兩者規(guī)律大致相同。由圖可知，穩(wěn)定系數(shù)整體呈先上升后下降趨勢。前 3 次制動穩(wěn)定系數(shù)升高，對應摩擦膜未形成，即“金屬–金屬”接觸階段；隨后穩(wěn)定系數(shù)下降，處于較低水平浮動，對應摩擦膜形成，即“氧化物–氧化物”接觸階段，驗證了上述對摩擦系數(shù)變化規(guī)律的解釋，同時也說明材料在高溫下未發(fā)生熱衰退。

圖 6 連續(xù)制動條件下的平均力矩與穩(wěn)定系數(shù)

圖 7 為鐵基粉末冶金材料在連續(xù)制動過程中的體積磨損率和質量磨損率，兩者整體呈先增后減趨勢，但質量磨損率在后期接合中出現(xiàn)略微上升。這是因為在前期接合中摩擦膜未形成，“金屬–金屬”接觸形式通常會造成嚴重的黏著磨損和塑性變形，導致磨損率較高。前 3 次接合的磨損率上升是因為隨溫度升高，堆積在表面的磨屑會造成磨粒磨損，此后磨損率急劇下降。結合上述對摩擦系數(shù)變化規(guī)律分析可知，摩擦膜已逐步形成，可對基體起到保護作用。文獻 [20?21] 中也表明，高溫工況下，磨屑在壓實和摩擦燒結作用下會形成致密摩擦膜，這是材料由重度磨損轉為輕度磨損的重要原因。而在后期接合中，摩擦膜更易在底層摩擦膜上形成，添加的 SiC、SiO2 顆粒也可起到“釘扎點”作用，運動的磨屑受阻更易形成摩擦膜[22]，且鑲嵌在表層SiC、SiO2 顆粒也起到阻礙塑性流動作用，從而提高材料抗塑性流變和抗黏著能力[23]，如圖 8 所示。此外，Cu、Ni、SiO2、SiC 等組元的加入也對材料的硬度和強度有一定提升[24]，磨損主要是摩擦層間和邊緣區(qū)域的疲勞磨損，磨損率較低[25]。第 8 次接合后質量磨損率略微回升是因為接觸表面發(fā)生了氧化。

圖 7 連續(xù)制動條件下的體積磨損率與質量磨損率

圖 8 表層塑性流動受阻區(qū)域截面形貌

2.3    磨損機理

圖 9 為鐵基粉末冶金摩擦副磨痕的宏觀形貌和微觀形貌，根據(jù)磨損特征可將磨痕分為內(nèi)側、中部和外側 3 個區(qū)域，對應圖 9（a）從左至右區(qū)域。對圖 9 中 A、B、C、D 區(qū)域進行能譜分析，結果如表 2 所示。

圖 9 鐵基粉末冶金摩擦副磨痕宏觀形貌和顯微形貌：（a）宏觀形貌；（b）中部區(qū)域微觀形貌；（c）內(nèi)側區(qū)域微觀形貌；（d）外側區(qū)域微觀形貌

表 2 圖 9 中 A、B、C、D 區(qū)域能譜分析

由表 2 可知，在摩擦副的中部區(qū)域形成了含氧量較高的連續(xù)摩擦膜，且在磨痕表面檢測出 Mn、Cr 等對偶件元素，說明必然伴隨著黏著磨損。摩擦膜的截面形貌如圖 10（b）所示，摩擦膜是在高溫下基體材料發(fā)生塑性流動并氧化形成的，由于鐵基體熔點較高，在摩擦層以下未見高溫軟化區(qū)。摩擦膜硬度較高，其中含有的石墨組元可起到潤滑作用，抑制了硬質顆粒產(chǎn)生的磨粒磨損，對基體起到了保護作用。但在摩擦膜表面出現(xiàn)了裂紋和剝落現(xiàn)象，且剝落區(qū)（圖 9 中 B 區(qū)）成分與摩擦膜（圖 9中 A 區(qū)）相似，這是因為摩擦膜并非單層，而是在制動過程中不斷疊砌形成的多層結構。在制動間隙溫度驟降，底層摩擦膜穩(wěn)固，當摩擦副再次接合后，新的摩擦膜在底層摩擦膜上形成[26]。如圖 10（a）所示，摩擦膜斷裂帶邊緣區(qū)域呈明顯斷層狀，驗證了上述觀點。這種多層結構間存在界面和內(nèi)應力，成為后續(xù)裂紋擴展的誘因，并在后續(xù)反復加載中發(fā)生疲勞剝落，如圖 10（b）所示。因此這種“壓實–分解–再壓實”過程實際上是摩擦膜間的疲勞磨損和氧化磨損[27]。由于摩擦力主要是接觸區(qū)嚙合的微凸體間剪切或變形產(chǎn)生的，其中微凸體的支撐力源于材料的亞表層。若材料亞表層存在裂紋、分層或孔隙等缺陷則將無法提供足夠的反作用力。制動后期摩擦副表面形成了多層結構的摩擦膜，層間結合較弱，經(jīng)歷了表層摩擦膜破碎、剝落和再形成過程，而深層摩擦膜幾乎不受影響，因此摩擦系數(shù)整體平穩(wěn)，但出現(xiàn)了輕微上下浮動。

圖 10 摩擦膜斷裂處局部放大（a）和摩擦膜層間裂紋截面形貌（b）

鐵基復合材料摩擦副的外側和內(nèi)側邊緣區(qū)域均出現(xiàn)了輕微塊狀剝落，對剝落處（圖 9 中 C 區(qū)）成分分析可知，剝落處位于石墨區(qū)。這是因為邊緣處存在應力集中，且石墨以鱗片形式分布，夾層間存在一定空隙和細小韌窩，如圖 11 所示，導致層間結合力較弱，容易在循環(huán)應力下開裂，如圖 12（a）所示。同時，石墨與鐵基體熱膨脹系數(shù)存在差異，高溫高壓下在結合處會產(chǎn)生微裂紋，進而在熱疲勞作用下裂紋擴展，發(fā)生崩塊剝落，如圖 12（b）所示。邊緣區(qū)域的剝落不同于中部區(qū)域的摩擦層間疲勞磨損，而是發(fā)生在亞表層間的疲勞磨損，損傷相對更為嚴重。此外，邊緣區(qū)域摩擦膜（圖 9 中D 區(qū)）含氧量明顯低于中部區(qū)域，導致硬度較低，表面存在輕微犁溝形貌，發(fā)生了磨粒磨損。

圖 11 圖 9 中區(qū)域 C 局部放大

圖 12 石墨層間裂紋（a）和石墨–鐵基體間裂紋（b）

3    結論

（1）在連續(xù)高溫制動的前 3 次接合中，摩擦膜未形成，“金屬–金屬”形式接觸導致黏著傾向和犁溝效應嚴重，平均摩擦系數(shù)、平均力矩隨接合次數(shù)增加顯著上升。隨接合次數(shù)增加，溫度升高，接觸表面形成多層結構的摩擦膜，平均摩擦系數(shù)和平均力矩降低，穩(wěn)定性較好，且未發(fā)生熱衰退現(xiàn)象，輕微波動源于摩擦膜剝落及再形成。

（2）在前 3 次接合中，摩擦副間發(fā)生嚴重黏著磨損和磨粒磨損，磨損率較高；在后期接合中形成的摩擦膜起到保護作用，磨損形式主要為摩擦膜層間的疲勞磨損和氧化磨損及邊緣區(qū)域的疲勞磨損，磨損率較低。

（3）在連續(xù)高溫制動中，中間區(qū)域的疲勞磨損和氧化磨損主要源于摩擦膜界面中存在的內(nèi)應力；邊緣區(qū)域的疲勞磨損則主要源于應力集中及石墨區(qū)結合力較弱，且邊緣區(qū)域摩擦膜含氧量較少，發(fā)生了輕微磨粒磨損。