Cu基粉末冶金摩擦材料具有导热性好、耐磨损、抗咬合、抗衰退等优点，与对偶铸钢制动盘的匹配性良好，已被广泛应用于制作高速列车制动闸片^[1–2]。动车组列车的最高运营速度已达到350 km·h⁻¹，闸片产品服役的制动速度范围跨度很大。作为影响列车安全行驶的重要部件，应用于运营速度350 km·h⁻¹动车组列车的闸片需要在运营速度380 km·h⁻¹时仍保持稳定可靠的制动性能。制动过程中产生的热量是影响材料制动性能的主要因素，不同制动速度下闸片的温度差异较大，造成摩擦系数和磨耗量的显著波动^[3–5]。

刘联军等^[6]和刘倚天^[7]的研究表明，随着制动速度的提高，Cu基粉末冶金摩擦材料的摩擦系数呈先增大后减小的趋势。朱旭光等^[8–9]的研究表明，当制动速度较高时，摩擦材料基体熔化形成的第三相起到了润滑作用，有利于摩擦系数的降低。通常，当制动速度超过某一临界值后，摩擦材料的摩擦系数开始发生衰退，材料的抗衰退性能将直接影响制动有效性^[10–11]。因此，深入研究摩擦材料的高速制动衰退机理是十分必要的。摩擦系数衰退是热量作用于材料的结果，温度和力的耦合作用使摩擦材料在高速制动时经历一系列的氧化脱落过程，改变了材料原有的组织和力学性能^[12]。本文将结合高速制动后摩擦材料本体和磨屑的成分及形貌，研究造成Cu基粉末冶金摩擦材料摩擦系数衰退的机理。

1.   实验材料及方法

采用Cu粉、Fe粉、Cr–Fe粉、石墨、MoS₂、SiO₂、Al₂O₃作为摩擦材料原料，使用航空煤油作为粘结剂，防止粉料偏析。利用V形混料机将粉料混合均匀，料筒转速60 r·min⁻¹，混料时间2 h。将混合均匀的粉料装入干粉液压机模具中冷压成形，压制压力7 MPa，保压5 s。将压坯放入烧结炉中烧结成摩擦块，保护气氛为氮氢混合气，烧结升温速率5 ℃·min⁻¹，最高烧结温度980 ℃，保温30 min后随炉冷却至室温。

使用扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察材料组织形貌并进行能谱分析（energy disperse spectroscope，EDS）。利用1:1制动动力试验台进行摩擦试验，试验对偶为轴装铸钢制动盘，试验轴重5.7 t，摩擦半径247 mm。试验开始前使用120 km·h⁻¹、32 kN工况磨合闸片，磨合100闸次，闸片贴合面积≥95%。磨合完成后按表1中顺序进行制动摩擦试验，在指定称重点称量闸片重量，计算磨耗量，在指定速度级闸次后收集闸片磨屑。通过布氏硬度计测量摩擦体硬度，采用电子天平测量摩擦体密度，使用万能材料试验机测量摩擦体剪切强度、摩擦体与粘接面剪切强度及摩擦体抗压强度。

表  1  制动摩擦试验方案

Table  1.  Scheme of the brake friction test

制动次序	制动速度 / (km·h−1)	双侧闸片压力 / kN	初始温度 / ℃	备注
1～3	120	30	50～60	第3闸结束后闸片称重，收集磨屑
4～6	300	30	50～60	第6闸结束后闸片称重，收集磨屑
7～9	350	30	50～60	第9闸结束后闸片称重，收集磨屑
10～12	380	30	50～60	第12闸结束后闸片称重，收集磨屑

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2.   结果与讨论

2.1   摩擦材料性能参数

图1为实验制备的摩擦材料显微组织形貌，图中浅灰色组织为Cu基体，分散在其中带有棱角状的深灰色颗粒为Cr–Fe相，黑色颗粒状和条状组织为片状石墨，发亮的不规则形状组织为陶瓷颗粒。表2为摩擦材料的物理和力学性能参数。

图  1  摩擦材料显微组织

Figure  1.  Microstructure of the friction material

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表  2  摩擦材料的物理和力学性能

Table  2.  Physical and mechanical properties of the friction materials

硬度，HBW	密度 / (g·cm−3)	摩擦体剪切强度 / MPa	摩擦体与粘接面剪切强度 / MPa	摩擦体抗压强度 / MPa
16	4.6	10	13	93

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2.2   高速摩擦磨损性能

图2为闸片的平均摩擦系数随制动速度的变化情况。由图可知，随着制动速度的提高，闸片的平均摩擦系数先升高后降低，在300 km·h⁻¹制动速度时达到最高值，之后随着制动速度的提高而下降。图3为闸片磨耗量随制动速度的变化情况。由图可知，随着制动速度的提高，闸片磨耗量始终呈上升趋势，制动速度为380 km·h⁻¹制动时的磨耗量增幅最大。图4为不同速度制动后摩擦材料的外观形貌。由图可知，制动速度为120 km·h⁻¹和300 km·h⁻¹制动后摩擦材料外观完整，摩擦面光亮平滑，制动速度为350 km·h⁻¹和380 km·h⁻¹制动后摩擦材料表面出现不同程度的掉渣现象。

图  2  平均摩擦系数随制动速度的变化

Figure  2.  Variation of the average friction coefficient with the braking speed

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图  3  磨耗量随制动初速的变化

Figure  3.  Variation of the wear loss with the braking speed

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图  4  不同制动速度制动后摩擦材料外观形貌：（a）120 km·h⁻¹；（b）300 km·h⁻¹；（c）350 km·h⁻¹；（d）380 km·h⁻¹

Figure  4.  Profiles of the friction materials after braking at different braking speeds: (a) 120 km·h⁻¹; (b) 300 km·h⁻¹; (c) 350 km·h⁻¹; (d) 380 km·h⁻¹

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2.3   磨屑形貌及成分分析

图5为制动速度120、300、350和380 km·h⁻¹制动后的磨屑扫描电子显微形貌。从图中可看出，120 km·h⁻¹制动后的磨屑为颗粒和碎屑状，300、350和380 km·h⁻¹制动后的磨屑特征为片状，其中380 km·h⁻¹制动后的片状磨屑较薄，表面有塑性变形造成的流线型纹路。图6为图5磨屑形貌的放大图像。如图6（a）所示，120 km·h⁻¹制动后的磨屑颗粒表面平滑。如图6（b）所示，300 km·h⁻¹制动后的片状磨屑呈现致密的金属态，表面上散落着金属氧化物小颗粒。如图6（c）和图6（d）所示，350 km·h⁻¹和380 km·h⁻¹制动后的片状磨屑表面呈现疏松的多孔结构。这种结构与摩擦材料烧结过程中形成的金属烧结颈相似。固相烧结的烧结颈通常是在一定温度和保温时间下，由物质间的传质作用产生^[13]。350 km·h⁻¹以上初速制动时，闸片表面温度可达500 ℃以上，瞬时温度甚至超过900 ℃^[14]。该温度虽然达到了固相烧结的温度区间，但单次制动过程不能提供足够的保温时间来形成粉体的烧结颈。这说明380 km·h⁻¹制动时在摩擦表面发生了金属的软化熔融甚至产生液相，促进了烧结颈的生成^[15]。同时，处于软化熔融状态的金属在对偶的挤压和剪切作用下发生塑性变形，最终形成表面具有流线型纹路的薄片状磨屑。

图  5  不同制动速度制动后磨屑扫描电子显微形貌：（a）120 km·h⁻¹；（b）300 km·h⁻¹；（c）350 km·h⁻¹；（d）380 km·h⁻¹

Figure  5.  SEM images of the abrasive after braking at different braking speeds: (a) 120 km·h⁻¹; (b) 300 km·h⁻¹; (c) 350 km·h⁻¹; (d) 380 km·h⁻¹

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图  6  图5磨屑形貌放大图：（a）120 km·h⁻¹；（b）300 km·h⁻¹；（c）350 km·h⁻¹；（d）380 km·h⁻¹

Figure  6.  Enlarged images of the abrasive in Fig.5: (a) 120 km·h⁻¹; (b) 300 km·h⁻¹; (c) 350 km·h⁻¹; (d) 380 km·h⁻¹

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对图6中磨屑表面进行能谱分析，扫描位置为图6中方框所示区域，结果如表3所示。磨屑成分以Cu、Fe、Cr金属元素为主，与摩擦材料基体成分相近。位置1和位置2的元素质量分数相近，位置3和位置4中C和Fe的质量分数明显降低，Cu的质量分数明显升高。这说明在350 km·h⁻¹和380 km·h⁻¹制动时，摩擦表面的材料成分发生了变化，由复杂的多组元体系变为以金属为主的体系，其中Cu韧性好且熔点低，成为片状磨屑的主要组成部分。

表  3  图6中不同位置磨屑能谱分析

Table  3.  EDS analysis of abrasive in Fig.6

位置	质量分数 / %
	C	O	Cr	Fe	Cu
位置1	14.19	18.98	5.49	21.33	39.41
位置2	16.95	14.96	4.07	22.75	33.52
位置3	5.17	16.95	1.10	5.26	70.96
位置4	3.60	13.94	—	5.11	77.35

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图7为300、350和380 km·h⁻¹制动后摩擦材料边角处掉渣位置的组织形貌，表4为图7中箭头所指位置的能谱分析结果。图7中组织主要由金属基体以及镶嵌在其中的片状石墨和陶瓷颗粒组成。石墨与金属基体的结合强度很低，在碎裂过程中被直接拔出，如图7（a）所示。随着制动初速的提高，金属基体的表面逐渐被氧化，如图7（b）和图7（c）所示。对比图7（a）～图7（c）可见，300 km·h⁻¹制动后石墨保持完整的层片状分布在基体中，350 km·h⁻¹制动后大部分石墨已被金属氧化物包裹住，380 km·h⁻¹制动后露出的石墨边缘发生卷曲，部分石墨中的C已在高温作用下被氧化挥发逸散，在原位留下透明的灰分空壳，如图7（d）所示。石墨的润滑机理来源于C原子组成的六元环片层状结构，失去层状结构的石墨已不具备润滑能力，不能为摩擦面提供有效的润滑稳磨作用^[16–17]。

图  7  不同制动速度制动后磨屑断面显微组织：（a）300 km·h⁻¹；（b）350 km·h⁻¹；（c）、（d）380 km·h⁻¹

Figure  7.  SEM images of the abrasive fracture surface: (a) 300 km·h⁻¹; (b) 350 km·h⁻¹; (c), (d) 380 km·h⁻¹

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表  4  图7中磨屑断面能谱分析

Table  4.  EDS analysis of the abrasive fracture surface in Fig.7

位置	质量分数 / %
	C	N	O	Si	Al	Cr	Fe	Cu
图7（a） 石墨	93.12	0.80	3.43	0.65	0.37	—	1.06	0.56
图7（a） 金属基体	5.17	—	16.95	—	0.55	1.10	5.26	70.96
图7（a） 非金属氧化物	4.79	—	37.31	51.88	0.77	—	2.33	2.92
图7（b） 石墨	62.69	—	18.28	0.49	0.43	3.82	7.94	6.36
图7（c） 石墨	50.97	2.01	22.32	—	0.72	1.32	8.86	13.80
图7（d） 石墨灰分	24.19	—	28.93	—	0.93	3.11	23.23	19.61

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图8为380 km·h⁻¹制动后的摩擦表面形貌。图8（a）处于样品的边缘位置，同时展示出摩擦表面与断面形貌，由图可知，摩擦材料内部石墨均匀分布，仍保持了初始组织的特征，摩擦表面呈现出致密的金属形貌。图8（b）为摩擦表面中部位置形貌，在制动高温下发生软化熔融的金属不断填满由石墨氧化逸散出现的孔隙以及硬质磨粒造成的犁沟，在摩擦表面形成金属膜。这种金属膜大幅降低了摩擦副微凸点处的剪切阻力，使摩擦系数下降^[18]。此时的磨损形式以金属膜的粘着破坏为主，局部位置存在材料转移产生的剥落痕迹。图8（c）所示为图8（b）位置的横截面组织形貌，在距离摩擦面不远处的金属表层内发生金属基体的剪切破坏。破坏后的基体碎片在制动高温下软化，不均匀地粘附在对偶制动盘表面形成材料转移层，如图8（d）所示。

图  8  380 km·h⁻¹制动后的摩擦表面形貌：（a）边缘；（b）中部；（c）横截面；（d）制动盘表面

Figure  8.  SEM images of the wear surface after 380 km·h⁻¹ braking: (a) the edge; (b) the center; (c) the cross-section; (d) the brake disc surface

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图9为图8（b）所示视场的能谱面扫描结果，图10为相同成分样品的初始表面能谱面扫描结果，分别展示了C、O、Fe和Cu元素在该视场的分布数量及位置。如图9（b）～图9（d）显示，高速制动后O、Fe和Cu元素均匀分布在整个视场，在摩擦表面形成了以Fe和Cu元素为主的致密金属氧化层。对比图9（a）与图10（a）可见，图9（a）中的C元素含量显著降低且呈现出不连续的分布形式，说明高速制动时摩擦表面的石墨被氧化并逸散，未能形成均匀的石墨润滑膜，造成摩擦表面的粘着磨损加剧，磨耗量上升。对比图9（b）与图10（b）以及图9（d）与图10（d）可见，高速制动后摩擦表面O和Cu含量较初始态有所增加，说明高速制动后在摩擦表面形成了均匀致密的金属氧化膜。在高温磨损过程中，磨损表面上金属氧化膜的形成需要一定的时间。在制动初期，摩擦材料表面温度相对较低，不利于金属氧化膜的形成。与此同时，摩擦副间的相对运动速度较高，硬脆的金属氧化膜极易发生剥落，磨损形式仍以粘着磨损为主，磨耗量继续增加。随着制动的继续，金属氧化膜的形成与剥落逐渐形成动态平衡。此时，稳定的金属氧化膜可在接触面上形成保护层，起到固体润滑的作用，进一步降低摩擦系数^[19]。

图  9  图8（b）视场元素分布：（a）C；（b）O；（c）Fe；（d）Cu

Figure  9.  Element distribution of Fig.8(b): (a) C; (b) O; (c) Fe; (d) Cu

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图  10  摩擦材料初始表面元素分布：（a）C；（b）O；（c）Fe；（d）Cu

Figure  10.  Element distribution of the original surface: (a) C; (b) O; (c) Fe; (d) Cu

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综上所述，摩擦热导致Cu基粉末冶金摩擦材料的组织在高速制动时发生一系列的物理化学变化。摩擦表面金属基体的软化熔融和金属氧化膜的形成使摩擦系数下降，宏观表现为350 km·h⁻¹及以上速度摩擦系数衰退。石墨的氧化逸散导致摩擦表面失去稳定的润滑膜，出现粘着磨损和材料转移，宏观表现为380 km·h⁻¹制动的磨耗量显著升高。改善摩擦材料的高速制动性能应首先提高金属基体的耐高温性能，通过添加合金元素提高金属基体开始出现软化熔融的温度临界值。此外，适当增加高温润滑组元，搭配使用中低温和高温润滑剂获得全速度区间内稳定的润滑效果。

3.   结论

（1）随着制动速度的提高，Cu基粉末冶金摩擦材料的磨屑形貌从颗粒状逐渐变为片状。

（2）350 km·h⁻¹和380 km·h⁻¹制动时，摩擦材料表层金属基体的软化熔融使摩擦副微凸点处的剪切阻力降低，摩擦系数下降。摩擦表面形成的金属氧化膜具有减磨作用，造成摩擦系数进一步衰退。

（3）380 km·h⁻¹制动时，石墨在制动高温下发生氧化逸散，摩擦材料因失去稳定的润滑膜而出现粘着磨损和材料转移，磨耗量大幅增加。