Friction and wear properties of particle-reinforced iron-based composites under continuous high temperature braking
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摘要:
采用粉末冶金烧结工艺制备了颗粒增强铁基复合材料，研究了颗粒增强铁基复合材料在连续高温制动条件下的摩擦磨损性能。通过扫描电子显微镜观察、能谱分析和热电偶测温等方法研究了摩擦系数、力矩、稳定系数和磨损率的变化规律，并分析相应磨损机理。结果表明：随接合次数增加，摩擦副温度显著提高，在表面形成多层结构的摩擦膜，可有效减少黏着倾向和犁沟效应，因此平均摩擦系数和平均力矩呈先上升后下降趋势，稳定系数下降。前期摩擦副接合以黏着磨损和磨粒磨损为主，磨损率较高；后期接合摩擦膜起到保护作用，以摩擦膜层间和边缘的疲劳磨损为主，磨损率较低。
Abstract:The particle-reinforced iron-based composites were prepared by powder metallurgy in this paper, and the friction and wear properties of the iron-based composites were investigated under the continuous high-temperature braking conditions. The friction coefficient, torque, stability coefficient, and wear rate of the iron-based composites were studied by the scanning electron microscope, energy dispersive spectroscope, and thermocouple temperature measurement, and the corresponding wear mechanism was analyzed. The results show that, as the increase of joining time, the temperature of friction pairs increases significantly, and the formation of friction films with the multilayer structure on the surface can effectively reduce the adhesion tendency and the furrow effect. Accordingly, the average friction coefficient and average torque show the trend as rising first and then falling, and the stability coefficient decreases. The joining of friction pairs in the early stage is dominated by adhesive wear and abrasive wear with the relatively high wear rate; while in the later stage of joining, the friction films serve as the protective film, and the fatigue wear between the layers and edges of the friction films is mostly found in the process with the lower wear rate.
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Keywords:
- iron-based composites /
- continuous high temperature braking /
- friction /
- wear
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W–Cu复合材料兼具W和Cu的特性，具有高熔点、高导热、高硬度、高导电、低膨胀系数等优点，被广泛应用于电子信息、核工业、航空航天、军事国防等领域[1−5]。随着电子信息、航空航天及核工业等领域的快速发展，W–Cu复合材料需要应对更高的温度和温度差。航天飞机中的某些部件要承受2000 ℃的高温，同时某些部件一侧在承受高温的同时，另一侧需要液氢冷却，两侧温差达
1000 ℃。由于W、Cu熔点相差大，互不相溶且不反应，热膨胀系数和杨氏模量差异较大，在高温或者温差较大的工况下，W–Cu复合材料界面热应力较大，容易产生裂纹，导致材料失效。W–Cu梯度复合材料一侧由Cu含量高的W–Cu复合材料（或纯Cu）构成，另一侧由W含量高的W–Cu复合材料（或纯W）构成，中间设置梯度变化的W–Cu层。W–Cu梯度复合材料既保持了W、Cu单一材料的优点，且成分的连续变化使界面结合良好，材料整体力学性能得到提高，实现对热应力的缓冲。目前常用的制备方法有熔渗法、化学气相沉积法、等离子喷涂法、热压烧结、微波烧结等[6−8]。但诸多方法有各自的优缺点，常规的梯度W骨架渗铜工艺易在组织内形成闭孔，等离子喷涂法制备的W–Cu复合材料结合强度低，且容易剥落。放电等离子烧结（spark plasma sintering，SPS）将等离子活化、热压、电阻加热相结合，具有烧结迅速、晶粒细小均匀、产品相对密度高等优势，烧结时间更短，烧结温度较热压烧结可降低200～300 ℃。采用放电等离子烧结工艺制备W–Cu梯度材料时，烧结速度快，可以保持原始的梯度成分设计。放电等离子烧结的温度低于铜的熔点，放电活化可以使铜层表面熔化，实现粉体的烧结致密化。这样可以保持原始的梯度成分设计，防止大粒径铜粉处于熔融状态而使梯度成分发生扩散。诸多研究者采用放电等离子烧结制备W–Cu梯度复合材料[9−14]。卢尚智等[3]通过化学共沉淀和放电等离子烧结制备了W–Cu纳米复合块体材料，通过添加微量Ni粉（质量分数0.5%）使复合材料分布均匀，相对密度达到97.7%。Chaubey等[9]通过放电等离子烧结制备了七层的W–Cu梯度复合材料，复合材料界面结合良好，制备的样品表现出优异的力学和物理性能。
为满足电子信息技术、机械工程等行业发展升级的需要，本文设计制备了不同W、Cu成分梯度复合材料，研究了复合材料的显微组织、界面特征、物理性能、力学性能及抗热震性能等，分析了烧结温度对复合材料组织性能的影响，对提升我国军事和航空航天领域的材料开发能力具有重要意义。
1. 实验材料和方法
实验用W粉和Cu粉均采购于南宫市锐腾合金有限公司，其中W粉粒度为50 μm，Cu粉为气雾化制粉和电解铜粉，气雾化制粉的粒度为100 μm，电解铜粉的粒度为10 μm。W–Cu粉末成分如表1所示，其中100 μm粒度Cu粉和10 μm粒度Cu粉的比例为3:1。混粉转速为200 r·min−1，时间为12 h。W–Cu梯度复合材料制备流程如图1所示，将混合后的W–Cu粉末按不同梯度放置于石墨模具，再通过SPS–30放电等离子烧结机烧结得到W–Cu梯度复合材料。放电等离子烧结温度分别为800 ℃、900 ℃，烧结压力30 MPa，保温时间5 min，烧结后样品直径为30 mm。
表 1 W–Cu梯度复合材料各层成分配比Table 1. Composition ratio of each layer of W–Cu graded composites梯度层 W体积分数 / % W质量分数 / % Cu体积分数 / % Cu质量分数 / % W–80Cu 20 35.2 80 64.8 W–60Cu 40 55.0 60 45.0 W–40Cu 60 76.5 40 23.5 ![]()
图 1 W–Cu梯度复合材料制备示意图Figure 1. Schematic diagram of the W–Cu graded composite preparation采用ZEISS SIGMA 300扫描电镜（scanning electron microscope，SEM）观察W粉、Cu粉以及混合后W–Cu粉的显微形貌。线切割W–Cu梯度复合材料金相试样，经砂纸（400目、
1000 目、2000目）打磨后用金刚石悬浮抛光液（3 μm、1 μm）抛光，经无水乙醇冲洗吹干后，在扫描电镜下观察微观组织。复合材料的密度通过阿基米德法计算，复合材料的理论密度通过复合材料的混合定律计算。复合材料的显微硬度使用HV-1000 维氏显微硬度计测量，压头载荷为500 g，保压时间10 s，每个样品测10个点，取平均值。复合材料的力学性能通过压缩实验进行测试，压缩试样的尺寸按照国标GB–T7314进行切样，在DNS2000型拉伸压缩实验机上测试复合材料的压缩强度，压缩速率为2 mm·min−1。通过PPMS-9测量系统对样品热导率进行测试，试样直径为3 mm，高度为5 mm。复合材料的抗热震性能通过水淬法测试，将试样置入热处理炉中，800 ℃保温0.5 h后淬火，重复5次。淬火后的样品经打磨抛光，在金相显微镜下观察复合材料的宏观形貌和界面组织变化。2. 结果与分析
2.1 原始粉末形貌
图2为原始Cu粉、W粉的扫描电子显微形貌。从图2可以看出，粒度100 μm的Cu粉形貌为球形，粒度10 μm的Cu粉为不规则形貌，粒度50 μm的W粉为规则的多边形。图3为混合后W–Cu粉的扫描电子显微形貌，如图3所示，经过混合后的W–Cu粉混合均匀，小粒径的铜粉包覆于大粒径Cu粉和W粉表面，部分W颗粒未被分散均匀。小粒径的铜粉可以更好填充于W粉、Cu粉的间隙中，在放电等离子烧结过程中，细小的铜粉熔融，充当了复合材料中连接剂。
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图 2 原始Cu粉和W粉扫描电子显微形貌：（a）100 μm的Cu粉；（b）10 μm的Cu粉；（3）W粉Figure 2. SEM images of the primary Cu powders and W powders: (a) 100 μm Cu powders; (b) 10 μm Cu powders; (3) W powders![]()
图 3 混合后W–Cu粉的扫描电子显微形貌：（a）W–80Cu；（b）W–60Cu；（c）W–40CuFigure 3. SEM images of the mixed W–Cu powders: (a) W–80Cu; (b) W–60Cu; (c) W–40Cu2.2 Cu梯度复合材料组织形貌
图4为800 ℃、900 ℃下烧结制备三层W–Cu梯度复合材料的扫描电子显微形貌。图4中白色的组织为W颗粒，黑色的组织为Cu颗粒。W–Cu梯度复合材料形成了均匀的梯度层，每层中的W、Cu分布均匀，W颗粒均匀分布于Cu颗粒周围。图4（g）和图4（h）中的虚线为界面分界线，梯度层界面处无间隙及裂纹，梯度层结合紧密。在相同烧结温度下，W–80Cu梯度层的孔隙最少，W–40Cu梯度层孔隙最多。这主要是由于Cu含量的升高使复合材料烧结更致密，孔隙变少。由图4对比可知，成分相同的复合材料经900 ℃烧结后梯度层中孔隙更少。这是由于温度升高后，更多的Cu粉表面处于熔融状态，可以更好的填充于粉末之间的孔隙，使复合材料的相对密度升高。图5为900 ℃烧结W–60Cu复合材料能谱分析（energy disperse spectroscope，EDS）以及不同烧结温度界面层的显微形貌。由图5（a）和图5（b）知，细小的Cu粉填充了W粉的孔隙，充当了复合材料中连接剂，使复合材料的相对密度升高。未被分散均匀的W粉，在W粉和W粉连接处容易形成闭孔。由图5（c）和图5（d）知，在烧结过程中，W、Cu之间未发生元素扩散。
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图 4 不同烧结温度制备的W–Cu梯度复合材料微观形貌：（a）W–80Cu，800 ℃；（b）W–60Cu，800 ℃；（c）W–40Cu，800 ℃；（d）W–80Cu，900 ℃；（e）W–60Cu，900 ℃；（f）W–40Cu，900 ℃；（g）W–80Cu/W–60Cu，900 ℃；（h）W–60Cu/W–40Cu，900 ℃Figure 4. SEM images of the W–Cu graded composites prepared at different sintering temperatures: (a) W–80Cu, 800 ℃; (b) W–60Cu, 800 ℃; (c) W–40Cu, 800 ℃; (d) W–80Cu, 900 ℃; (e) W–60Cu, 900 ℃; (f) W–40Cu, 900 ℃; (g) W–80Cu/W–60Cu, 900 ℃; (h) W–60Cu/W–40Cu, 900 ℃![]()
图 5 不同烧结温度制备的W–60Cu梯度复合材料界面层微观形貌：（a）W–60Cu，900 ℃；（b）图（a）能谱分析；（c）900 ℃；（d）800 ℃Figure 5. SEM images of the W–60Cu interface layers: (a) W–60Cu, 900 ℃; (b) EDS analysis of Fig.5(a); (c) 800 ℃; (d) 900 ℃2.3 W–Cu梯度复合材料的相对密度
图6为W–Cu梯度复合材料的相对密度。由6图可知，800 ℃和900 ℃烧结制备的梯度复合材料相对密度分别为85%、95%。本实验选取800 ℃、900 ℃两个烧结温度，是由于放电等离子烧结的特性，在此烧结温度下Cu粉会出现表面熔融的状态，在烧结过程中主要依靠此Cu粉的部分熔融实现W颗粒的重排。在实验设计中添加了小粒径的Cu粉，在混粉后粘附于大颗粒Cu粉和W粉周围，在烧结过程小粒径的Cu粉表面熔融，实现W–Cu梯度复合材料的烧结致密。由图4知，在两种烧结温度下，随着Cu含量的增加，气孔明显减少，表明Cu可以实现W颗粒的重排及烧结致密化。800 ℃烧结时相对密度较低，主要由于温度低时，W、Cu之间的润湿性低且Cu未出现大量液相，且流动性较差，导致Cu未充分填充W–W晶粒间的孔隙，使复合材料烧结不够致密。与之相反，烧结温度升高时，Cu的粘度降低，局部的流动性升高，烧结过程更快地填充了W–Cu之间的空隙，降低了W粉之间接触的机会，使W、Cu颗粒的重排得以充分进行，提高致密化速度[15−17]。
2.4 W–Cu梯度复合材料的力学性能
图7为W–Cu梯度复合材料的压缩应力–应变曲线，图8为W–Cu梯度复合材料各梯度层的显微硬度。由图7可知，W–Cu梯度复合材料的压缩曲线分为五个阶段：弹性阶段、屈服阶段、W–40Cu断裂阶段、W–60Cu断裂阶段、W–80Cu压缩阶段。在800 ℃和900 ℃烧结时，复合材料的压缩屈服强度分别为208 MPa和332 MPa。由于烧结温度远低于W的熔化温度，复合材料的连接主要由Cu的熔融实现。由于W的硬度远大于Cu，塑性弱于Cu，当受力达到一定值时，W含量高的梯度层更容易断裂，而Cu含量更高的梯度层屈服强度更好。因此，W–Cu梯度复合材料中的W–40Cu层最先断裂，W–60Cu层次之，而含铜量高的W–80Cu层具有较好的塑性。由图8可知，900 ℃烧结制备的复合材料强度显著高于800 ℃，这主要是由于900 ℃烧结时，复合材料的相对密度更高，孔隙更少，复合材料强度更高。由图8可知，W–40Cu层的显微硬度最高，W–80Cu的显微硬度最低。当烧结温度为900 ℃，各梯度层的显微硬度最高分别为HV 85、HV 106、HV 136。这主要是由于W、Cu之间的硬度差异所导致，虽然W–40Cu层的孔隙较多，但是更高的W含量使其具有更高的硬度和更低的塑形。
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图 7 W–Cu梯度复合材料的压缩应力–应变曲线Figure 7. Compressive stress–strain curves of the W–Cu graded composites2.5 W–Cu梯度复合材料的热导率
800 ℃和900 ℃烧结制备的W–Cu梯度复合材料热导率分别为158 W·m−1·K−1、202 W·m−1·K−1。900 ℃烧结制备的W–Cu梯度复合材料的热导率更优异，导致该现象的因素主要有两个[18−21]。一是复合材料的相对密度，复合材料的相对密度越高，孔隙率越低，材料的导热性能越好；二是Cu在复合材料中的分布状态，Cu在W中形成连续网状结构，可以为复合材料提供良好的导热通道，提升复合材料的导热性能。通过前面对W–Cu复合材料的致密化和显微组织分析可以得知，800 ℃烧结的复合材料相对密度较差，孔洞较多。虽然复合材料中Cu形成了较为理想的网络结构，但热导率依然比较低。
2.6 W–Cu梯度复合材料的抗热震性能
图9为800 ℃、900 ℃烧结制备的W–Cu梯度复合材料经热震后的宏观形貌和金相组织。由图9可以看到，复合材料未出现开裂，界面处未发现裂纹。这是因为W–Cu梯度复合材料各个梯度层中形成理想的Cu网格结构，并贯穿其中，材料界面处结合强度高，加之Cu的塑性较好，微裂纹萌生发展难以进行，因此，梯度层之间无裂纹萌生，抗热震性较好。在热震测试后W–40Cu层产生了较多孔隙，这主要是由于W、Cu热膨胀系数差别大，热震后部分W颗粒发生剥落所致。
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图 9 W–Cu梯度复合材料热震金相组织：（a）W–40Cu/W–60Cu，800 ℃；（b）W–60Cu/W–80Cu，800 ℃；（c）W–40Cu/W–60Cu，900 ℃；（d）W–60Cu/W–80Cu，900 ℃Figure 9. Metallographic images of the W–Cu graded composites after thermal shock: (a) W–40Cu/W–60Cu, 800 ℃; (b) W–60Cu/W–80Cu, 800 ℃; (c) W–40Cu/W–60Cu, 900 ℃; (d) W–60Cu/W–80Cu, 900 ℃3. 结论
（1）900 ℃烧结制备的W–Cu梯度复合材料既保证了材料的相对密度，同时也保持了单层的原始设计成分。每个梯度层中W、Cu分布较均匀，小尺寸的铜粉填充了W粉中的孔隙，复合材料界面结合良好，W、Cu之间未发生扩散。
（2）W–Cu梯度复合材料的力学性能呈梯度分布，W–40Cu层的显微硬度最高，为HV 136。在压缩过程中，W–40Cu优先发生断裂，W–Cu梯度复合材料的最高压缩屈服强度为332 MPa。
（3）900 ℃烧结制备的W–Cu梯度复合材料的热导率为202 W·m−1·K−1，复合材料获得了较好的导热性能。W–Cu梯度复合材料经抗热震实验后，材料内部无开裂，界面处无裂纹，具有良好的抗热震性能。
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图 1 颗粒增强铁基复合材料微观形貌
Figure 1. SEM image of the particle-reinforced iron-based composites
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图 2 连续制动条件下颗粒增强铁基复合材料的平均摩擦系数及最高温度
Figure 2. Average friction coefficient and maximum temperature of the particle-reinforced iron-based composites under the continuous braking
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图 3 摩擦副表面三维形貌：（a）原始形貌；（b）第3次接合后；（c）第10次接合后
Figure 3. 3D morphology of the friction pair surface: (a) original morphology; (b) after the 3rd contact; (c) after the 10th contact
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图 5 制动过程中铁基复合材料的瞬时摩擦系数：（a）第3次接合；（b）第10次接合
Figure 5. Instantaneous friction coefficient of the iron-based composites during braking: (a) the 3rd contact; (b) the 10th contact
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图 6 连续制动条件下的平均力矩与稳定系数
Figure 6. Average torque and stability coefficient under the continuous braking
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图 7 连续制动条件下的体积磨损率与质量磨损率
Figure 7. Volume wear rate and mass wear rate under the continuous braking
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图 8 表层塑性流动受阻区域截面形貌
Figure 8. Morphology of the surface plastic flow blocked area in the cross section
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图 9 铁基粉末冶金摩擦副磨痕宏观形貌和显微形貌：（a）宏观形貌；（b）中部区域微观形貌；（c）内侧区域微观形貌；（d）外侧区域微观形貌
Figure 9. Macro morphology and SEM images of the wear scars for the iron-based composites: (a) macro morphology; (b) microstructure of the middle area; (c) microstructure of the inner area; (d) microstructure of the outer area
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图 10 摩擦膜断裂处局部放大（a）和摩擦膜层间裂纹截面形貌（b）
Figure 10. Local magnification of the fracture in the friction film (a) and the cross section morphology of the crack between the friction film layers (b)
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图 12 石墨层间裂纹（a）和石墨–铁基体间裂纹（b）
Figure 12. Graphite interlaminar cracks (a) and the graphite-iron matrix interface cracks (b)
表 1 实验用铁基粉末冶金材料化学成分（质量分数）
Table 1 Chemical compositions of the iron-based powder metallurgy materials in experimental
% Fe Cu Ni SiC SiO2 C 62 4 10 5 3 16 
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区域 Fe O C 其他 质量分数 / % 原子数分数 / % 质量分数 / % 原子数分数 / % 质量分数 / % 原子数分数 / % 质量分数 / % 原子数分数 / % A 53.32 26.91 30.29 53.36 6.28 14.73 10.11 5.00 B 56.56 28.80 33.80 60.07 3.22 7.62 6.42 3.51 C 6.12 1.44 11.11 9.11 81.34 88.79 1.43 0.66 D 41.14 26.10 20.89 46.26 2.00 5.89 35.97 21.75
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[1] 邱倩, 纪箴, 杜建华, 等. 制动摩擦材料研究进展. 粉末冶金技术, 2019, 37(2): 153 Qiu Q, Ji Z, Du J H, et al. Research progress of brake friction materials. Powder Metall Technol, 2019, 37(2): 153
[2] Bao J S, Yin Y, Lu L J, et al. Tribological characterization on friction brake in continuous braking. Ind Lubr Tribol, 2018, 70(1): 172 DOI: 10.1108/ILT-09-2016-0205
[3] 王喆. 电传动履带车辆机电联合制动控制策略与试验技术研究[学位论文]. 杭州: 浙江大学, 2019 Wang Z. Research on Control Strategy and Test Technology of Electromechanical Combined Braking for Electric Drive Tracked Vehicle [Dissertation]. Hangzhou: Zhejiang University, 2019
[4] 孙玉豹. 某型履带车辆制动器磨损规律研究及寿命预测. 价值工程, 2013(6): 23 Sun Y B. Wear rule research and life prediction of a certain tracked vehicle brake. Value Eng, 2013(6): 23
[5] Yevtushenko A A, Grzes P. Mutual influence of the velocity and temperature in the axisymmetric FE model of a disc brake. Int Commun Heat Mass Transfer, 2014, 57(10): 341
[6] Borawski A, Szpica D, Mieczkowski G, et al. Simulation study of the vehicle braking process with temperature dependent coefficient of friction between brake pad and disc. Heat Transfer Res, 2020, 52(2): 1
[7] 王秀飞, 尹彩流. 粉末冶金摩擦材料的应用现状及对原材料的要求. 粉末冶金工业, 2017, 27(3): 1 Wang X F, Yin C L. Application situations of powder metallurgy friction materials and requests of raw materials. Powder Metall Ind, 2017, 27(3): 1
[8] 周海滨, 姚萍屏, 肖叶龙, 等. SiC颗粒强化铜基粉末冶金摩擦材料的表面形貌特征及磨损机理. 中国有色金属学报, 2014, 24(9): 2272 Zhou H B, Yao P P, Xiao Y L, et al. Topographical characteristics and wear mechanism of copper-based powder metallurgy friction materials reinforced by SiC particle. Chin J Nonferrous Met, 2014, 24(9): 2272
[9] 杜建华, 刘彦伟, 李园园. 纳米颗粒增强铜基摩擦材料的摩擦学性能. 光学精密工程, 2013, 21(10): 2581 DOI: 10.3788/OPE.20132110.2581 Du J H, Liu Y W, Li Y Y. Friction properties of Cu-based friction materials reinforced by nanometer materials. Opt Precis Eng, 2013, 21(10): 2581 DOI: 10.3788/OPE.20132110.2581
[10] Xiao Y, Zhang Z, Yao P, et al. Mechanical and tribological behaviors of copper metal matrix composites for brake pads used in high-speed trains. Tribol Int, 2018, 119: 585 DOI: 10.1016/j.triboint.2017.11.038
[11] Ram P T, Varma V K, Vedantam S. Effect of reinforcement type, size, and volume fraction on the tribological behavior of Fe matrix composites at high sliding speed conditions. Wear, 2014, 309(1-2): 247 DOI: 10.1016/j.wear.2013.10.001
[12] Ma X, Luan C H, Fan S W, et al. Comparison of braking behaviors between iron- and copper-based powder metallurgy brake pads that used for C/C–SiC disc. Tribol Int, 2020, 154: 106686
[13] Zhang P, Zhang L, Fu K X, et al. Effects of different forms of Fe powder additives on the simulated braking performance of Cu-based friction materials for high-speed railway trains. Wear, 2018, 414-415: 317 DOI: 10.1016/j.wear.2018.09.006
[14] Zhang P, Zhang L, Wu P, et al. Effect of carbon fiber on the braking performance of copper-based brake pad under continuous high-energy braking conditions. Wear, 2020, 458-459: 203408 DOI: 10.1016/j.wear.2020.203408
[15] Venkatesh S, Murugapoopathiraja K. Scoping review of brake friction material for automotive. Mater Today Proc, 2019, 16: 927 DOI: 10.1016/j.matpr.2019.05.178
[16] Peng T, Yan Q, Li G, et al. The braking behaviors of cu-based metallic brake pad for high-speed train under different initial braking speed. Tribol Lett, 2017, 65(4): 1
[17] Su L, Gao F, Han X, et al. Tribological behavior of copper-graphite powder third body on copper-based friction materials. Tribol Lett, 2015, 60(2): 30 DOI: 10.1007/s11249-015-0605-3
[18] 于潇, 郭志猛, 杨剑, 等. Fe含量及摩擦组元对铜基粉末冶金摩擦材料性能的影响. 粉末冶金技术, 2014, 32(1): 43 DOI: 10.3969/j.issn.1001-3784.2014.01.008 Yu X, Guo Z M, Yang J, et al. Effect of Fe content and friction components on properties of copper·based powder metallurgy friction material. Powder Metall Technol, 2014, 32(1): 43 DOI: 10.3969/j.issn.1001-3784.2014.01.008
[19] 刘建秀, 张驰. 铜基粉末冶金摩擦材料成分设计概述. 粉末冶金工业, 2018, 28(6): 74 Liu J X, Zhang C. Composition design overview of Cu-based powder metallurgy friction material. Powder Metall Ind, 2018, 28(6): 74
[20] 彭韬. 高铁刹车片材料制动摩擦行为及摩擦稳定性研究[学位论文]. 北京: 北京科技大学, 2019 Peng T. Study on Brake Friction Behavior and Friction Stability of Brake Pad Material for High-speed Train [Dissertation]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2019
[21] Peng T, Yan Q, Li G, et al. The influence of Cu/Fe ratio on the tribological behavior of brake friction materials. Tribol Lett, 2018, 66(1): 18 DOI: 10.1007/s11249-017-0961-2
[22] Verma P C, Ciudin R, Bonfanti A, et al. Role of the friction layer in the high-temperature pin-on-disc study of a brake material. Wear, 2016, 346-347: 56 DOI: 10.1016/j.wear.2015.11.004
[23] 卢宏, 张婧琳, 刘联军, 等. SiO2粒度对铜基粉末冶金摩擦材料性能影响. 粉末冶金技术, 2014, 32(3): 195 Lu H, Zhang J L, Liu L J, et al. The Effect of SiO2 particle size on Cu-based powder metallurgy friction materials. Powder Metall Technol, 2014, 32(3): 195
[24] Gong T, Yao P, Xiong X, et al. Microstructure and tribological behavior of interfaces in Cu-SiO2 and Cu-Cr metal matrix composites. J Alloys Compd, 2019, 786: 975 DOI: 10.1016/j.jallcom.2019.01.255
[25] Si L, Liu C, Yan H, et al. The influences of high temperature on tribological properties of Cu-based friction materials with a friction phase of SiO2/SiC/Al2O3. AIP Adv, 2021, 11(2): 025335 DOI: 10.1063/5.0040220
[26] Xiao X, Yin Y, Bao J S, et al. Review on the friction and wear of brake materials. Adv Mach Eng, 2016, 8(5): 1
[27] Su L, Gao F, Han X, et al. Effect of copper powder third body on tribological property of copper-based friction materials. Tribol Int, 2015, 90: 420 DOI: 10.1016/j.triboint.2015.05.003
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期刊类型引用(6)
1. 胡媛，程传涛. 绘画手绘创作在纸质与颜料相互作用分析. 造纸科学与技术. 2024(02): 145-148 . 
百度学术
2. 孔歌，蔡小平，冯培忠. 废旧MoSi_2回收产物烧结制备Fe_2(MoO_4)_3的组织形貌和性能. 粉末冶金技术. 2024(03): 255-263 . 本站查看
3. 郝素菊，田杨，刘政，蒋武锋，高一策，佟帅. 碳包覆棒状纳米氧化铁非等温还原动力学. 冶金能源. 2024(05): 54-59 . 百度学术
4. 鲁琴瑶，张荣良，陆添爱，李聪，曾加，周琳凯，高妍妍. 水热法制备纳米氧化镁. 粉末冶金技术. 2023(04): 350-355 . 本站查看
5. 苗国厚，李正茂. 铁掺杂微纳米生物活性玻璃促进牙本质矿化的实验研究. 当代化工研究. 2022(14): 27-29 . 百度学术
6. 郝素菊，高一策，蒋武锋，孙天昊，张玉柱. 一种新型球状纳米氧化铁的制备. 材料研究学报. 2022(12): 887-892 . 百度学术
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