連續制動條件下泡沫陶瓷/金屬雙連續相復合材料的摩擦磨損性能

惠 陽，劉貴民*，蘭 海，杜建華

(1 陸軍裝甲兵學院 裝備保障與再制造系，北京 100072；2 中國北方車輛研究所 車輛傳動重點實驗室，北京 100072；3 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083)

隨著我國履帶式特種車輛傳動系統和行走系統的不斷發展，車輛的速度、功率密度和戰斗全重顯著提高，而動力艙空間卻有所減小[1-2]。連續的高能制動需要在更為狹小、密閉的空間內進行，且面臨散熱條件差、泥沙油污多等苛刻工況，提高了機械制動系統的設計難度和性能要求[3]。當前車輛使用的粉末冶金制動材料基于傳統使用需求設計，在高溫摩擦磨損性能方面存在明顯不足，導致機械制動器在訓練、運輸和競賽招標中過熱現象頻發。具體表現為高溫條件下剎車失靈、摩擦因數突變和摩擦片抱死燒損等[4-6]。因此，制動器的高溫失效問題已經成為當前特種車輛研制的技術瓶頸。

目前研制的重載車輛制動摩擦材料主要分為粉末冶金材料和碳/陶復合材料兩類，其中粉末冶金材料具有生產成本較低、熱穩定性好、抗黏結能力強等特點，但在極限高溫時會出現熱衰退、磨損嚴重等問題；碳/陶復合材料在耐熱性方面有一定改善，但多次制動后仍會出現疲勞剝落問題，且生產成本較高、制備周期較長[7-8]。而泡沫陶瓷/金屬雙連續相復合材料是以陶瓷骨架為增強體，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點，具有高硬度、高強度、低熱膨脹系數及良好的耐磨性等特點，在高速、高載、高溫制動工況下具有較大應用潛力[12]。其中泡沫陶瓷以整體的三維網絡結構貫通基體，可抑制基體材料在高溫下的塑性變形、軟化和晶粒長大，同時克服了粉末冶金材料中顆粒及晶須增強相分布不均、各向異性和容易剝落的缺點，表現出全新的增強機制[13-17]。Dan等[18]采用擠壓鑄造法制備了SiC/Al2O3骨架增強鋁基復合材料，結果表明：摩擦過程中載荷主要由連續分布的三維陶瓷骨架承擔和傳遞，且剝落的陶瓷相不易成為硬質磨粒，材料的高溫摩擦磨損性能優于傳統的二維陶瓷增強材料。李文靜等[19]與馮勝山等[20]也同樣指出，雙連續相復合材料中突出的陶瓷骨架主要起承載作用，同時制約材料發生塑性變形，抑制了黏著磨損和磨粒磨損，在高溫下表現出優異的耐磨性。Majlinger等[21-22]采用銷-盤式試驗機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AlSi12復合材料的摩擦磨損性能，發現GM-GC增強材料的摩擦因數隨骨架剛度提高而上升，磨損率呈對數正態函數變化。且GC相含量較高的材料磨痕表面更為光滑，產生的磨屑更少。GC-SLG增強材料中骨架呈雙峰狀分布，能有效減輕基體材料的磨損，且摩擦副之間真實接觸面積較小，磨損率相對較低。

本工作采用擠壓鑄造法制備了SiC/Cu和SiC/Fe雙連續相復合材料，考察了材料在連續緊急制動工況和連續高溫制動工況下的摩擦磨損性能，揭示了相應的磨損機理，為解決當前機械制動器高溫失效問題及研制出新型耐高溫制動摩擦材料提供理論參考和技術支持。

1 實驗材料與方法

1.1 材料的制備

采用0.7～1.0 mm孔徑的SiC陶瓷作為增強骨架。其中SiC/Cu以95%(質量分數，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 摩擦組元的技術要求Table 1 Technical requirements for friction components

采用前期優化工藝制備SiC/Cu和SiC/Fe雙連續相復合材料。采用無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SiC陶瓷表面進行合金化處理，以改善陶瓷/金屬間潤濕性。

1.2 實驗方法

采用Nava Nano SEM 450/650型場發射掃描電子顯微鏡觀察材料和磨痕的微觀形貌。采用X-Max 80型X射線能譜儀分析選區元素含量及分布。采用LEXTOLS 4000型三維形貌儀觀測磨痕表面形貌和粗糙度。

采用MM3000型摩擦試驗機進行連續制動實驗，以SiC/Cu和SiC/Fe摩擦環作為相互配合的摩擦副。為還原艙體密閉高能容環境，在摩擦副外加裝保溫罩。實驗工況如圖1所示，實驗前對摩擦副進行磨合，保證接觸面積大于80%，磨合后測量摩擦副的初始質量和厚度。磨合主要參數為：比壓0.44 MPa，轉動慣量0.045 kg·m2，轉速4000 r/min(等效半徑線速度13.4 m/s)，接合間隔20 s。

圖1 實驗工況示意圖Fig.1 Schematic diagram of test condition

(1)連續緊急制動實驗

主要參數：比壓0.8 MPa，轉動慣量0.045 kg·m2，轉速分別為6000 r/min(第一階段，等效半徑線速度19.4 m/s),7500 r/min(第二階段，等效半徑線速度25.9 m/s)和8800 r/min(第三階段，等效半徑線速度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效果。

(2)連續高溫制動實驗

主要參數：比壓0.44 MPa，轉動慣量0.31 kg·m2，轉速7500 r/min(等效半徑線速度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 ℃)制動條件下的抗熱衰退、耐磨損性能。

記錄每次制動時的摩擦因數、力矩和溫度，并根據式(1)計算體積磨損率Wr：

(1)

式中：ΔV為磨損體積，cm3；Es為制動吸收功，J。

2 結果與分析

2.1 顯微形貌

圖2(a),(b)分別為SiC/Cu和SiC/Fe復合材料的顯微形貌。可見陶瓷相和金屬相形成了連通的三維網絡結構。連續的SiC骨架具有較高的強度、硬度和剛度，主要起承載和抗磨作用，同時可阻礙材料在高溫下發生劇烈塑性變形和熱膨脹，從而改善材料的高溫性能。分布的連續金屬相可將應力、溫度快速傳遞分散，同時在SiC骨架約束下能夠避免晶粒過度生長和粗化。在金屬相中彌散分布的SiO2強化顆粒主要起調節摩擦因數、抗磨和抗黏著作用。進一步對SiC骨架和SiO2顆粒區域放大，發現陶瓷相與金屬相結合良好，未出現明顯裂紋，而SiC/Fe復合材料的金屬化層結合處也未發現明顯裂紋。

圖2 陶瓷/金屬雙連續相復合材料顯微形貌(a)SiC/Cu SEM形貌；(b)SiC/Fe SEM形貌；(c)SiC/Cu網格區域CBS形貌；(d)SiC/Fe網格區域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/金屬雙連續相復合材料EDS成分分析。如圖2(c)與表2所示，進一步對SiC/Cu復合材料網格內區域進行相干背散射(coherent backscattering,CBS)分析。其中，在SiC/Cu復合材料中大面積淺色區域為Cu基體(見圖2(c)中A區)。深色區域為SiO2顆粒(見圖2(c)中B區)。介于兩者之間不規則顏色區域為Fe區(見圖2(c)中C區)，呈圓形和河流狀分布的為合金元素(見圖2(c)中D區)。可見合金元素同樣分布均勻，作為摩擦組元的同時可增強基體的強度、硬度、韌性和導熱性，降低與配副的親和性。圖2(d)為SiC/Fe復合材料網格內區域的CBS分析。可見明顯金屬化層(見圖2(d)中黃色區域)，金屬化層內側為Fe基體(見圖2(d)中E區)，其中石墨呈片狀均勻分布(見圖2(d)中F區)，可以平穩摩擦因數，減輕黏著卡滯。

表2 陶瓷/金屬雙連續相復合材料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 連續緊急制動實驗

圖3為連續緊急制動過程中的平均摩擦因數-最高溫度曲線。可見隨接合次數增加，平均摩擦因數略微下降，穩定性顯著提高。最高溫度在第一階段及第一階段向第二階段過渡時上升明顯，而第三階段無明顯變化。

圖3 連續緊急制動過程中的平均摩擦因數-最高溫度曲線Fig.3 Average friction coefficient and maximum temperature curves during continuous emergency braking

結合圖1實驗工況可知，該工況的三個階段初始轉速逐步提高，且加載面壓較大。其中第一階段接合轉速相對較低，因此盡管溫升明顯，但處于較低范圍區間。摩擦副表面流動性弱，不利于摩擦膜形成，導致接觸區域黏著阻力較大，摩擦因數較高。且此階段形成的摩擦膜較薄，結合力較弱，進而在強烈嚙合作用下開裂、剝落，露出耐磨性較好的SiC骨架。此時摩擦副表面粗糙度較高，兩者的微凸體高度均值(Sa)和微凸體高度標準差(Sq)分別達6.187,4.367 μm和6.569,4.686 μm(如圖4(a-1),(a-2)所示)，因此摩擦因數波動明顯。第二階段隨制動能量升高，轉速提高至7500 r/min，摩擦副之間接觸面積增加，溫度驟升，滿足了形成連續摩擦膜條件(如圖4(b-1),(b-2)所示)，導致接觸區的黏著傾向減弱。此外，配副中添加的石墨組分也可發揮出自潤滑作用，因此摩擦因數下降并趨于穩定。在第三階段轉速達8800 r/min，高速、高載導致表面粗糙度參數Sa,Sq進一步降低，摩擦膜逐步穩定(如圖4(c-1),(c-2)所示)。由于此時接觸仍主要發生在“摩擦膜-摩擦膜”間，摩擦因數顯著低于第一階段的“金屬-金屬”接觸形式。

圖4 連續緊急制動過程中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為連續緊急制動過程中的平均力矩-制動時間曲線。由于力矩是關于摩擦因數的函數，兩者呈相似變化規律。制動時間在各階段相對平穩，每階段制動時間略微升高，但最低制動速度達16.9 m/s，未隨轉速升高出現衰退現象。

圖5 連續緊急制動過程中的平均力矩-制動時間曲線Fig.5 Average torque and braking time curves during continuous emergency braking

圖6為連續緊急制動過程中摩擦副的磨損率。由于前20次接合時接觸表面溫升較低，摩擦膜未形成，摩擦副之間以機械嚙合為主。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輕微波動。在第20～40次接合過程中，材料表面流動性提高，摩擦膜逐漸形成，對基體起到了保護作用，降低了摩擦副之間的黏著傾向和犁削效應，SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副的磨損率均下降。在40～60次接合中，制動能量進一步提高導致SiC/Cu摩擦副的黏著磨損、氧化磨損和疲勞磨損加劇。SiC/Cu表面的多層結構摩擦膜出現破裂，邊緣區域出現撕脫，導致磨損加劇。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 連續緊急制動過程中摩擦副的磨損率Fig.6 Wear rate of friction pair during continuous emergency braking

2.2.2 連續高溫制動實驗

圖7為連續高溫制動過程中的瞬時摩擦因數-接觸表面溫度曲線。可見隨接合次數增加，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 ℃區間穩定。摩擦因數隨溫度上升略有升高，但未出現熱衰退現象。

圖7 連續高溫制動過程中的瞬時摩擦因數(a)與溫度(b)曲線Fig.7 Instantaneous friction coefficient (a) and temperature (b) curves during continuous high temperature braking

結合圖1實驗工況可知，該工況特點為大制動慣量，具體表現為高能、高溫。在前6次接合中，摩擦副溫度急劇上升，材料表層發生軟化，較好的流動性有利于摩擦膜形成，增加了摩擦副之間的接觸面積，因此平均摩擦因數逐漸升高。進一步觀察瞬時制動曲線可知，在前2次接合過程中瞬時摩擦因數都經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。對比圖8(a-1),(a-2)和圖8(b-1),(b-2)可知，這是因為在制動初期接觸表面分布著大量微凸體，實際接觸面積和摩擦阻力較小。隨制動繼續進行，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，導致瞬時摩擦因數緩慢上升。而在制動后期摩擦副之間速度差減小，動、靜摩擦因數接近，瞬時摩擦因數出現驟升，即“翹尾”現象。對比圖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Sa,Sq降低，摩擦副之間接觸趨于平穩，黏著阻力和犁削阻力減弱，瞬時摩擦因數的緩慢上升階段轉變為上下波動。在接合后期(接合次數>6)，平均摩擦因數和制動時間均呈先降低后升高趨勢，這是因為此時表面溫度已經達到摩擦副材料熔點，高溫軟化導致平均摩擦因數略微下降。但持續高溫也會導致低速制動下的黏著效應更為明顯，具體表現為陡升階段提前，平均摩擦因數上升。同時邊緣應力、溫度集中區域露出SiC骨架有效地抑制了基體的進一步高溫軟化[18]，因此平均摩擦因數在第9～10次接合中有所回升。而制動時間主要取決于力矩，在接合后期摩擦副外邊緣區域出現了黏著磨損和疲勞剝落，導致接觸面積減小，力臂較大區域的實際加載力較小，因此制動時間出現了輕微波動[23]。

圖8 連續高溫制動過程中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為連續高溫制動過程中摩擦副的磨損率。在連續高溫制動實驗中，以嚴重黏著磨損為主。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增加而升高。由于在第6次制動時SiC/Cu摩擦副局部接觸區域發生熔融，導致磨損率顯著升高。當表層金屬軟相轉移后，暴露出的硬質SiC骨架可避免磨損加劇[24]，因此在第6～10次接合過程中磨損率升高速度減緩，并趨于穩定。

圖9 連續高溫制動過程中摩擦副的磨損率Fig.9 Wear rate of friction pair during continuous high temperature braking

2.3 磨損機理

2.3.1 連續緊急制動實驗

圖10與圖11分別為SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副磨痕的SEM微觀形貌，根據磨損特征可將磨痕分為內邊緣、中部和外邊緣3個區域。

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致的表面剝落占主要地位。

如圖10(a)所示，內邊緣的內側區域(上方)相對平整，形成了連續的摩擦膜，表面顏色較深區域氧元素含量較高。表面存在犁削形貌，以輕微黏著磨損和磨粒磨損為主。內邊緣的中間區域和外側區域(中、下方)表面有明顯塑性流動痕跡，且伴有輕微剝落現象。

外邊緣區域同樣存在剝落現象(如圖10(b)所示)，按磨損類型可大致分為兩類：一種為氧化磨損加劇的疲勞磨損(如圖10(b)中G區域所示)。制動過程中產生的高溫導致表面局部區域氧含量急劇升高。結合EDS分析可知，G區域氧元素質量分數達47.36%(如表3所示)，摩擦層氧化后變脆，進而萌生裂紋，在后續反復碾壓中裂紋擴展發生剝落。同時可見摩擦膜是堆砌而成的多層結構。即在制動間隙溫度驟降，底層摩擦膜穩固，當摩擦副再次接合后，新的摩擦膜在底層摩擦膜上形成，因此層間結合力較弱。而氧化磨損只對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基體；另一種為黏著磨損(如圖10(b)中H區域所示)。這主要是因為摩擦副邊緣區域應力集中，溫度較高，進而導致接觸區域發生撕脫出現較深剝落，但剝落后的粗糙區域主要為SiC骨架，可起到保護作用，未產生傷及基體的損傷。整體上，外邊緣磨損形式與內邊緣相似，不同的是該區域深色氧化區面積較大，且剝落處邊緣出現疲勞磨損。主要原因為摩擦副外徑線速度快，溫升和疲勞沖擊更為劇烈。

如圖10(c)所示，由于中部區域的接觸區較穩定，形成了致密且光滑的整體摩擦膜，局部溫升和應力集中現象沒有邊緣區域明顯，因此深色氧化區呈帶狀分散分布。此外，表面存在均勻的SiO2顆粒可起到“釘扎點”作用，使運動的磨屑受阻更易形成摩擦膜。但硬質顆粒與基體結合主要依靠亞表層的結合力，當壓實區面積擴大到超過“釘扎點”承載極限時便會連同亞表層一起發生局部開裂、剝落，以輕微黏著磨損和磨粒磨損為主。SiC/Fe配副的內邊緣、中部和外邊緣區域磨損形貌相近，以磨粒磨損為主。

如圖11所示，3個區域磨痕表面均分布著粒徑不均的SiO2顆粒，說明磨粒在反復碾壓過程中發生細化，但不同于SiC/Cu摩擦副，SiC/Fe配副表面硬度較高，未發生擦傷、撕脫形式的黏著磨損。如表3所示，進一步分析中部區域成分(見圖11(c))，發現配副表面含有大量的Cu元素，表明成分轉移主要由SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe配副方向進行。同時可見SiC/Fe配副表面的摩擦膜是單層結構，裂紋明顯少于SiC/Cu摩擦副，僅在邊緣處發現一些氧化裂紋，且未見明顯剝落現象。這是因為“摩擦膜-金屬”間的結合力大于“摩擦膜-摩擦膜”間結合力。此外，添加的石墨可以起到原位潤滑作用，避免黏著點發生過度嚙合和阻滯。特別對緩解SiO2顆粒與基體/摩擦膜結合較弱問題有顯著作用。

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

2.3.2 連續高溫制動實驗

圖12與圖13分別為SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副磨痕的SEM微觀形貌，根據磨損特征可將磨痕分為內邊緣、中部和外邊緣3個區域。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。其中高溫導致的黏著磨損占主要地位。

圖12 連續高溫制動后SiC/Cu摩擦副磨痕的微觀形貌(a)內部區域；(b)外部區域；(c)中部區域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 連續高溫制動后SiC/Fe摩擦副磨痕的微觀形貌(a)內部區域；(b)外部區域；(c)中部區域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，未出現耐熱實驗中的撕脫形貌。這是因為拖磨實驗中持續的高溫導致表層軟相熔化，甚至出現了輕微燒蝕形貌。材料流動性較強，在黏著作用下發生明顯成分轉移，接觸較淺區域涂抹形成摩擦膜，接觸較深區域露出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轉移，體現了連續相材料在高溫下的協同作用。此外，高溫下形成的摩擦膜與基體結合緊密且硬度較高，摩擦膜邊緣僅發生了輕微的疲勞磨損，未出現耐熱實驗中的磨削形貌。且陶瓷增強相的存在會使磨粒分散，消除磨屑堆積的影響[12]。

如圖12(b)所示，外邊緣相比內邊緣表面溫升更為劇烈，在外邊緣外側(上方)出現了更為明顯的燒蝕痕跡和重度氧化區(氧元素質量分數達44.41%)。在摩擦膜邊緣出現了輕微剝落，這是高溫條件下循環應力、熱應力產生的氧化磨損和疲勞磨損共同導致的結果。此外，由于邊緣區域溫度、應力集中，且剝落的硬質顆粒較多，出現了磨粒磨損。

如圖12(c)所示中部區域由于接觸平穩、應力均勻，表面摩擦膜面積較大，且接觸較深區域也未露出SiC骨架。在表面同樣可見輕微的燒蝕形貌，局部高溫一方面可以促進大面積摩擦膜的形成，這種摩擦膜多為一次性流動涂抹形成，具有較高的結合強度，不易在制動過程中發生開裂。另一方面，其產生較大溫度梯度和瞬時溫升也會導致表面因熱膨脹系數差異而開裂，因此，即使在氧含量較少區域也出現了細小裂紋，但并未剝落。

SiC/Fe配副同樣以黏著磨損為主，但相對SiC/Cu摩擦副較為輕微。如圖13(a)所示，由于SiC/Fe配副熔點高，硬度高，流動性弱，內邊緣表面未出現明顯燒蝕痕跡，在較淺接觸區形成了鱗片狀的摩擦膜，而接觸較深區域也未露出SiC骨架。通過對磨痕不同成分轉移區進行EDS分析(如表4所示)，發現Cu含量差異較大。這是因為黏著磨損一方面表現為高溫下SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe配副的涂抹(圖13(a)中J區)，另一方面表現為硬質材料對軟質材料的擦傷(圖13(a)中K區)，即SiC/Cu摩擦副中接觸較深區域整體轉移到SiC/Fe配副。此外，由于該區域摩擦膜較薄，Cu含量較少，流動性弱且脆，容易在反復加載過程中發生疲勞開裂。因此，此區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了較為明顯的燒蝕痕跡，同時摩擦膜相對連續，但結合力仍較弱，同樣出現了疲勞裂紋。此外，該區域應力較大，摩擦膜表面出現了輕微磨粒磨損。

如圖13(c)所示，中部區域與內邊緣磨損形貌相近，但摩擦膜面積較大，除疲勞開裂外，氧化區也出現了裂紋，即氧化磨損加劇的疲勞磨損。但與耐熱實驗不同，SiO2嵌入區域未出現開裂，這是因為高溫下發生的類似燒結的“冷焊”效應，硬質顆粒與基體/摩擦膜結合強度較高且不易產生應力集中。因此，發生的輕微磨粒磨損主要是摩擦膜剝落導致。

3 結論

(1)第一、二制動階段接合中，接觸表面溫度顯著上升，形成了含石墨成分的多層結構摩擦膜，平均摩擦因數和平均力矩略微下降。第三階段接合中，接觸表面溫度無明顯變化。摩擦膜出現了層間斷裂，但摩擦因數仍較穩定，在高轉速下表現出良好制動性能。

(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致的表面剝落占主要地位。SiC/Fe則以磨粒磨損為主；制動過程中，成分轉移主要以SiC/Cu摩擦副向SiC/Fe摩擦副方向進行，因此SiC/Cu摩擦副在三個階段的接合中磨損率相對較高。

(3)前6次接合中，接觸表面溫度急劇升高，材料表層發生軟化，導致摩擦副之間接觸面積增大，平均摩擦因數升高。隨接合次數繼續增加，接觸表面最高溫度處于500～600 ℃區間穩定。平均摩擦因數受持續高溫影響呈先降后升趨勢。摩擦副邊緣區域出現的黏著磨損和疲勞剝落導致大力臂區域加載減少，制動時間出現了輕微波動，但未出現熱衰退現象。

(4)在單次制動中，由于接觸表面粗糙度逐漸降低，瞬時摩擦因數曲線經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變為上下波動，陡升階段提前出現。

(5)SiC/Cu和SiC/Fe摩擦副均發生了嚴重的黏著磨損，兩者磨損率均隨接合次數增加顯著升高。但SiC/Fe摩擦副的熔點高、流動性弱，黏著磨損相對較輕微。