SiO2 表面金屬包覆處理對銅基粉末冶金材料制動摩擦磨損性能的影響*

劉軍鋒 張 鑫 上官寶 商宏飛 傅麗華 杜三明

（1. 河南科技大學高端軸承摩擦學技術與應用國家地方聯合工程實驗室 河南洛陽 471023； 2. 河南科技大學材料科學與工程學院 河南洛陽 471023； 3. 清華大學高端裝備界面科學與技術全國重點實驗室 北京 100000）

銅基粉末冶金摩擦材料具有優良的力學性能、 導熱性能和摩擦磨損性能， 使其在高速列車的發展中得到廣泛應用［1-3］。 銅基粉末冶金摩擦材料是以銅或銅合金為基體， 再加入潤滑組元和摩擦組元， 采用粉末冶金工藝制備得到的摩擦材料［4-6］。 常用的潤滑組元石墨以及摩擦組元SiO2都是非金屬材料， 而石墨、SiO2等非金屬與金屬之間界面結合較差， 會降低基體連續性， 進而影響材料的力學性能、 熱物理性能以及摩擦學性能等［7-8］。 將非金屬進行表面金屬包覆處理， 是改善燒結過程中其與銅基體間界面結合的有效方法［9-12］。

石墨、 MoS2、 SiO2等非金屬通過表面金屬包覆處理的方式強化材料微觀界面結合性能， 來增強基體連續性， 可提高材料導熱性能， 進而改善材料力學、 熱物理學和摩擦學性能。 ZHAO 等［9］研究了干滑動摩擦條件下銅基摩擦材料的顯微組織和摩擦性能， 發現石墨表面經Cu 或Ni 包覆后， 可明顯改善其與基體之間的界面結合能力， 材料物理及力學性能均比采用普通石墨時顯著提高。 在相同的摩擦條件下， 采用金屬包覆處理石墨時材料的摩擦因數穩定性以及表面摩擦膜的完整性均比采用普通石墨時要好， 且其磨損率也更低。 QIU 等［10］研究了油潤滑和干摩擦2 種工況下鎳包覆MoS2對銅基摩擦材料力學及摩擦學性能的影響，結果顯示， MoS2經Ni 包覆后， 改善了其與基體間的界面結合性， 提高了材料的硬度， 且其質量分數為12%時獲得優良的力學及摩擦學性能。 ZOU 等［11］利用高速載流銷盤式摩擦磨損試驗機研究了非載流條件下SiO2表面金屬包覆處理對銅基摩擦材料摩擦學行為的影響。 結果表明： SiO2表面金屬包覆處理可以有效改善SiO2與基體的界面結合強度， 顯著提高材料的密度和硬度， 同時可有效提高材料的耐磨性、 摩擦因數和摩擦穩定性， 且有效減輕材料磨損， 其磨損機制變為輕微的黏著磨損和剝層磨損， 但由于其最高速度仍小于60 km／h， 有一定的局限性。 許成法等［12］采用粉末冶金法分別制備含Cu 和Ni 包覆的納米SiO2（n-SiO2） 銅基摩擦材料， 研究了濕式工況條件下金屬包覆n-SiO2對銅基摩擦材料組織與摩擦磨損性能的影響。 結果表明： n-SiO2表面金屬包覆處理可有效改善其與基體的界面結合性能， 顯著提高銅基體的致密度和硬度； 加入Cu 包覆n-SiO2和Ni 包覆n-SiO2材料比采用普通n-SiO2材料的耐磨性能顯著增強， 分別提高了3.95 倍和7.46 倍。 以上工作取得了一些成果，但在高速列車干式制動摩擦條件下， SiO2表面金屬包覆處理后對材料摩擦學行為， 以及摩擦磨損微觀形貌方面的研究不夠深入， 故開展這方面的相關研究仍具有重要的現實意義。

本文作者通過SiO2表面金屬包覆處理的方式， 改善其與基體間的界面結合性來提高材料導熱性能， 從而改善其材料力學、 熱物理學及制動摩擦磨損性能；采用粉末冶金工藝分別制備了含銅包覆SiO2和普通SiO22 種銅基粉末冶金摩擦材料， 分別對其微觀組織、 力學及物理性能進行檢測， 并對二者的制動摩擦磨損性能、 摩擦表面及其三維形貌特征、 磨屑特征和摩擦表面物相等進行分析， 研究了SiO2表面經Cu 包覆處理后對制動條件下銅基粉末冶金材料摩擦磨損性能的影響。 研究結果為設計并制備出具有優良抗熱衰退性能的材料， 并對其結構和工藝的進一步優化提供一定的理論支持。

1 試驗部分

1.1 試驗材料制備

試驗選用電解Cu 粉作為基體材料， 加入Sn 形成Cu-Sn 固溶體來強化基體， 潤滑組元為銅包覆石墨，摩擦組元為SiO2和Fe， 其中SiO2分為銅包覆SiO2和普通SiO22 種。 采用放電等離子燒結（SPS） 技術制備2 種含銅包覆SiO2和普通SiO2銅基粉末冶金摩擦材料。 2 種試驗材料的化學成分見表1， 試驗所用銅包覆SiO2顆粒被Cu 完全覆蓋（見圖1 （a） ）， 其采用化學鍍工藝獲得， 且其中Cu 與SiO2的質量比為4 ∶1， 因而2 種試驗材料中SiO2實際質量分數均為4%。 試驗所用燒結設備型號為SPS-30， 試驗材料燒結溫度為780 ℃， 燒結壓力為30 MPa， 燒結時爐內真空度控制在0.1 Pa 以下， 燒結所得試樣尺寸為?20 mm×15 mm。

表1 試驗材料的化學成分（質量分數，%） 及原料粒度Table 1 Chemical composition （%） and powder particle sizes of test materials

1.2 材料物理及力學性能測試

分別對2 種試驗材料進行了硬度、 密度和導熱系數測試。 硬度測試選用320HBS-3000 型布氏硬度儀，測試時載荷大小為250 N， 并選用直徑為5 mm 的鋼質壓頭。 密度測試采用阿基米德排水法， 并計算出2種材料的致密度。 導熱系數測試采用LFA467 型激光導熱儀（NETZSCH， 德國）， 以銅為參照物， 測試溫度分別為室溫（20 ℃）、 300 ℃及500 ℃。

1.3 材料制動摩擦磨損性能測試

采用MM1000-Ⅱ型慣性制動試驗臺， 選用25Cr2MoVA 鋼為配幅制動盤（?160 mm×9 m）， 在0.4 和0.8 MPa 2 種制動壓力 （p） 下， 選取60、100、 150、 200、 250 km／h 5 種列車制動初速度（v0）， 分別測試2 種試驗材料的制動摩擦磨損性能， 試驗分組見表2。 測試時相同條件下的制動摩擦試驗次數為7 次， 最終獲得各試驗條件下的平均制動時間（t） 和平均摩擦因數（μ）， 并計算出相應條件下的平均磨損率（即消耗單位能量時的質量損耗）。

表2 制動摩擦試驗分組及結果Table 2 Brake friction test groups and results

1.4 微觀分析

采用DMi8C 型光學顯微鏡（OM） 和JSM-7800F型掃描電子顯微鏡（SEM） 分析2 種試驗材料的微觀結構間的差異， 并重點分析SiO2表面金屬包覆處理對SiO2與基體間界面結合性的影響。

利用Nanofocus AG 型三維形貌掃描儀， 分析制動摩擦試驗后材料摩擦表面的典型磨損現象和幾何質量等， 對比不同制動條件下材料摩擦表面磨損行為的差異。 再利用SEM、 能譜儀 （EDS）、 X 射線衍射儀（XRD） 對試驗后材料摩擦表面及磨屑的形貌、 成分特征和表面物相等進行分析， 獲得不同制動條件下材料表面摩擦磨損行為的主要特點和典型磨損機制。

2 結果與分析

2.1 材料微觀組織

2 種材料通過SEM 得到如圖2 所示的顯微組織，可以看出， 使用30 MPa、 780 ℃SPS 燒結工藝可以得到組織分布均勻、 致密度良好的試驗材料。 如表3所示， 經EDS 分析可知： 圖2 （a） 中淺灰色區域A為Cu 與Sn 互溶得到的Cu-Sn 固溶體， 是材料中含量最高的基體組元； 面積較大的黑色區域B 為石墨，是材料的潤滑組元； 深灰色區域C 是Fe， 黑色無規則小顆粒D 是SiO2， 二者是材料的摩擦組元。

圖2 2 種材料的顯微組織（SEM）Fig.2 Microstructures of two materials （SEM）：（a） material containing Cu-coated SiO2；（b） material containing uncoated SiO2

表3 圖2 （a） 中各區域的EDS 分析結果（質量分數） 單位：%Table 3 EDS analysis results of each area in Fig.2 （a） （mass fraction） Unit：%

圖3 示出了OM 下SiO2與銅基體的界面結合情況。 可以發現， 圖3 （a） 中銅包覆SiO2與銅基體間的界面輪廓清晰、 接觸平滑， 無明顯孔隙， 顯然有著良好的結合性能； 圖3 （b） 中普通SiO2與銅基體間的界面模糊， SiO2四周邊緣粗糙且有孔隙， 由此可知， 普通SiO2與銅基體的界面結合性能較差。

圖3 2 種材料的顯微組織（OM）Fig.3 Microstructures of two materials （OM）：（a） material containing Cu-coated SiO2；（b） material containing uncoated SiO2

2.2 材料物理及力學性能

表4 給出了2 種材料硬度、 致密度和導熱系數的測試結果。 采用含銅包覆SiO2材料的3 種性能指標與采用普通SiO2時相比均顯著提高， 其硬度和致密度分別提高了約12.9%和3.2%， 導熱系數則提高了66.7%～81.3%。 含銅包覆SiO2材料良好的界面結合能力增強了基體連續性， 也有利于材料物理及力學性能的提高， 進而減輕其在制動摩擦過程中所受的機械損傷和熱損傷。

表4 2 種材料的硬度、 致密度和導熱系數測試結果Table 4 Test results of hardness， relative density and thermal conductivity coefficient for two materials

2.3 材料制動摩擦磨損性能

2.3.1 平均摩擦因數和磨損率

由表2 中的制動摩擦試驗結果可以看出， 在2 種壓力下， 隨著v0的升高， 2 種材料的平均摩擦因數均呈現先升高再逐漸下降的趨勢。 含銅包覆SiO2材料的平均摩擦因數除了在100 km／h 時低于含普通SiO2材料外， 均高于含普通SiO2材料。 另外， 含銅包覆SiO2材料的磨損率始終低于含普通SiO2材料， 且v0小于200 km／h 時更加顯著。

圖4 示出了100 和250 km／h 制動速度下2 種材料的平均摩擦因數和磨損率。 可以看出在2 種壓力下，v0為100 km／h 時2 種材料的平均摩擦因數與v0為60 km／h 時相比均略有升高， 應該是由于v0的提升， 使得摩擦副間實際接觸面積和微突峰嚙合程度增加所引起的［13-15］。 而v0大于100 km／h 時， 平均摩擦因數逐漸下降， 這是由于摩擦速度和壓力的升高都會引起摩擦表面溫度的急劇上升， 從而降低材料力學性能， 同時增強其塑性變形能力， 并促進摩擦表面形成摩擦膜而起到潤滑作用［13］。

圖4 不同v0下2 種材料的平均摩擦因數和磨損率Fig.4 Average friction coefficient and wear rate of two materials under different braking speeds：（a） p ＝0.4 MPa； （b） p ＝0.8 MPa

從圖4 中還可看出， 在相同的制動條件下， 含銅包覆SiO2材料的磨損率始終低于含普通SiO2材料。 這是由于SiO2經銅包覆后有效改善了其與基體間界面結合強度， 基體連續性顯著增強， 進而提高了材料的力學性能和導熱性能（見表4）， 因此在相同制動條件下， 其表面擁有較低的摩擦溫度和較高的力學性能， 進而減輕了材料的機械損傷和摩擦熱帶來的熱損傷， 從而顯著降低了材料磨損［16-17］。

圖4 中還顯示含銅包覆SiO2材料的磨損率和平均摩擦因數相對變化較小， 這是由于該材料本身具有較高的力學性能， 使得其在相同v0下所受的機械損傷明顯減輕， 且其較高的導熱性能也有利于摩擦副熱量的耗散， 也會顯著減少材料所受的熱損傷， 且在高速時材料表面形成的摩擦膜也會減輕磨損。 因此， SiO2經表面金屬包覆處理材料具有更穩定的平均摩擦因數和較低的磨損率。

2.3.2 摩擦表面三維形貌

SiO2表面經銅包覆處理后會顯著增強材料力學性能和導熱性能， 會顯著降低制動摩擦條件下材料的磨損率， 因此2 種材料試驗后摩擦表面形貌和幾何質量等方面也必然存在差異。 圖5 給出了0.8 MPa 壓力下2 種材料分別在100 和250 km／h 下試驗后的摩擦表面三維形貌以及表面輪廓線變化情況。

圖5 不同v0下2 種材料摩擦表面三維形貌Fig.5 3D morphologies of friction surfaces of two materials under different braking speeds： （a） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝100 km／h； （b） material containing uncoated SiO2， v0 ＝100 km／h； （c） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝250 km／h； （d） material containing uncoated SiO2， v0 ＝250 km／h

如圖5 所示， 在v0為100 km／h 時， 與含普通SiO2材料相比， 含銅包覆SiO2材料表面明顯更為平整， 且其表面凹坑和犁溝相對較淺， 故表面沿箭頭指示方向的輪廓線高度變化相對較小。 而當v0為250 km／h 時， 2 種材料表面上僅存在輕微的犁溝痕跡，也未發現明顯的凹坑， 且沿箭頭指示方向表面輪廓線的變化不大， 即表面輪廓線沿箭頭指示方向較為平直， 但含銅包覆SiO2材料的摩擦表面三維形貌更為平整。 上述分析結果表明， 在相同的制動摩擦條件下，含銅包覆SiO2材料摩擦表面的磨損程度明顯低于含普通SiO2材料， 且低速時更加顯著。

2.4 摩擦表面及磨屑的特征與磨損機制

2.4.1 摩擦表面特征

圖6 所示為0.8 MPa 壓力下2 種材料分別在100、250 km／h 下制動摩擦試驗后的摩擦表面形貌。 表5給出了圖6 中區域A、 B、 C、 D、 E、 F、 G 的能譜分析結果。

圖6 不同v0下2 種材料的摩擦表面形貌Fig.6 Friction surface morphologies of two materials under different braking speeds： （a） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝100 km／h； （b） material containing uncoated SiO2， v0 ＝100 km／h； （c） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝250 km／h； （d） material containing uncoated SiO2， v0 ＝250 km／h

表5 圖6 中各區域EDS 掃描結果（質量分數） 單位：%Table 5 EDS scan results of each area in Fig.6 （mass fraction） Unit：%

由圖6 （a）、 （b） 可以看出， 在v0為100 km／h時， 2 種材料摩擦表面均出現了犁溝， 表現出了明顯的磨粒磨損特征［18］。 同時， 該速度下2 種材料表面雖然均存在剝落坑， 但含普通SiO2材料表面所形成的剝落坑明顯多且深， 坑內也多伴有石墨存在， 如區域C （其能譜分析結果見表5）。 而此時含銅包覆SiO2材料摩擦表面形成的剝落坑少且淺， 其坑內也未發現石墨， 其表面的剝落坑是由于表面發生了輕微的黏著磨損［19］。 而含普通SiO2材料摩擦表面所形成的剝落坑則主要是由于其自身力學性能相對較低， 從而使SiO2和石墨所在位置附近的材料受到外力作用易被從表面剝離所導致， 且該材料此時發生了較重的剝層磨損［20-22］。 因此， 該條件下含普通SiO2材料的磨損率明顯高于含銅包覆SiO2材料（見圖4）。 另外， 由圖6 （a） 還可看出， 含銅包覆SiO2材料表面局部已出現了輕微氧化， 如區域A， 該區域與該表面其他大部分區域（如區域B） 相比， 其顏色明顯較深， 且表5中區域A、 B 的EDS 分析結果也顯示， 區域A 中的O含量明顯較高（氧質量分數大于25%）， 同時主要元素Cu 的含量明顯降低， 但此時制動摩擦時間較短，摩擦表面溫度升高有限， 故氧化區域面積相對較小且氧化程度相對較低。 然而該條件下含普通SiO2材料摩擦表面并未出現氧化現象。

如圖6 （c）、 （d） 所示，v0為250 km／h 時2 種材料摩擦表面形貌特征與v0為100 km／h 時相比均發生了明顯變化， 并且該條件下2 種材料的摩擦表面形貌也存在差異。 與速度為100 km／h 時相比， 此時2種材料表面氧化區域面積明顯增大， 幾乎覆蓋整個摩擦面， 如區域E 和G （其能譜分析結果見表5）； 同時摩擦表面上非氧化區域面積大大減小， 故此時該材料摩擦表面大部分區域已經形成了氧化膜， 這是由于v0的提高加劇了摩擦表面溫升， 又延長了制動時間，使得摩擦表面發生了強烈的氧化反應［14，23］。

圖6 （c）、 （d） 還顯示含銅包覆SiO2材料摩擦表面的剝落坑僅出現在非氧化區域， 即黏著磨損僅發生在非氧化區內， 而氧化區內并未發生， 表明氧化膜的形成隔離了摩擦副， 可明顯減輕摩擦副間的黏著效應， 從而減輕材料磨損。 另外， 含銅包覆SiO2材料表面氧化區內未出現明顯的裂紋和剝落， 即未出現氧化膜被破壞的情況， 故此時還未發生氧化磨損。 但圖6 （d）中左下側氧化區域邊緣有較淺的剝落坑出現，說明此時含普通SiO2材料在該區域發生了輕微的氧化磨損。 此外， 2 種材料摩擦表面都出現了犁溝， 但是含銅包覆SiO2材料摩擦表面的犁溝相對較淺， 應該是SiO2表面經銅包覆處理后改善了其與基體間界面結合性能， 進而增強基體連續性， 提高了材料物理及力學性能， 使得SiO2不易擠出材料表面， 從而減輕了磨粒磨損。

上述分析表明， 制動摩擦速度的提高有利于材料表面形成以氧化膜為主的摩擦膜， 但含銅包覆SiO2材料表面的摩擦膜更加均勻、 完整， 且其磨損機制也是較輕微的黏著磨損和磨粒磨損， 因而所受的磨損程度較輕， 即磨損率較低。

2.4.2 磨屑特征

磨屑特征可進一步反映2 種材料摩擦磨損行為的差異。 圖7 示出了0.8 MPa 壓力下2 種材料分別在100、 250 km／h 下制動摩擦試驗所產生磨屑的SEM 分析結果， 表6 給出了圖6 中A、 B 區域能譜分析結果。 對于含銅包覆SiO2材料， 當v0為100 km／h 時，如圖7 （a） 所示， 磨屑形狀主要為大顆粒和尺寸較小的薄片狀； 當v0為250 km／h 時， 如圖7 （b） 所示，此時磨屑主要呈尺寸較大的厚片狀， 且個別磨屑上還有明顯的氧化痕跡， 如區域A， 說明此時摩擦表面已有氧化物形成， 這與該條件下摩擦表面的EDS 分析結果相符（見表6）。 而對于含普通SiO2材料， 當v0為100 km／h 時， 如圖7 （c） 所示， 磨屑主要呈塊狀，其形狀、 尺寸與同速下含銅包覆SiO2材料相比明顯增加； 當v0為250 km／h 時， 如圖7 （d） 所示， 磨屑呈大的片狀， 且磨屑上也有較明顯的氧化痕跡， 但與同速下的含銅包覆SiO2材料相比， 磨屑上有明顯的裂紋， 可能是由于脆性氧化膜受摩擦力剝落而形成的。區域B 的EDS 分析結果也表明， 該區域O 和Fe 的含量明顯增加， 說明該磨屑應為脫落的部分氧化膜（見表6）。

圖7 不同v0下2 種材料所產生磨屑的形貌Fig.7 Morphologies of wear debris produced by two materials under different braking speeds： （a） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝100 km／h； （b） material containing Cu-coated SiO2， v0 ＝250 km／h； （c） material containing uncoated SiO2， v0 ＝100 km／h； （d） material containing uncoated SiO2， v0 ＝250 km／h

對2 種材料不同制動條件下所產生的磨屑分析結果表明， 低速時， 2 種材料均未形成摩擦膜； 高速時時， 2 種材料均會形成氧化膜， 且含銅包覆SiO2材料未發生氧化膜脫落的現象， 因而保護作用更好。

2.4.3 摩擦表面物相

由于2 種材料摩擦表面及磨屑的特征均存在差別， 則二者摩擦表面物相組成也必定有差異。 圖8 所示為0.8 MPa 壓力下2 種材料分別在100、 250 km／h制動初速度下試驗后摩擦表面的XRD 分析結果。 可以看出， 當v0不同時， 2 種材料表面物相組成及其衍射峰強度也存在較大變化。 與v0為100 km／h 時相比，v0為250 km／h 時， 2 種材料表面均出現了氧化物Fe3O4的衍射峰， 且其主要物相Cu 和α- （Cu， Sn）固溶體的衍射峰強有所降低， 表明此時材料摩擦表面已經形成了氧化膜， 有利于減輕材料表面的磨損。 此外， 當速度同為250 km／h 時， 含銅包覆SiO2材料表面氧化物Fe3O4的衍射峰強度明顯高于含普通SiO2材料， 可知此時含銅包覆SiO2材料表面生成的氧化物更多， 且其摩擦表面形貌更平整， 表明含銅包覆SiO2材料生成的氧化膜對材料表面的保護作用更好。

圖8 不同v0下2 種材料摩擦表面XRD 分析結果Fig.8 XRD analysis results of friction surfaces for two materials under different braking speeds

3 結論

（1） SiO2表面金屬包覆處理可有效改善其與銅基體間的界面結合能力， 并能明顯提高材料的硬度、 致密度和導熱系數， 可有效減少材料的機械損傷和摩擦熱帶來的熱損傷。

（2） 隨著制動初速度的提高， 2 種材料的平均摩擦因數均呈現先升高后逐漸降低的趨勢； 含銅包覆SiO2材料的磨損率始終低于含普通SiO2材料， 且在v0低于200 km／h 時， 磨損率降低明顯； 在相同制動條件下， 除當v0為100 km／h 時， 含銅包覆SiO2材料的平均摩擦因數略低于含普通SiO2材料外， 其平均摩擦因數均高于含普通SiO2材料。 含銅包覆SiO2材料具有較高的摩擦因數和低的磨損率， 且摩擦表面幾何質量也更好。

（3） 提高制動摩擦速度和壓力有利于2 種材料摩擦表面形成以氧化膜為主的摩擦膜， 但含銅包覆SiO2材料摩擦表面形成的氧化膜更均勻、 完整， 也未發生氧化膜脫落現象， 故含銅包覆SiO2材料形成的摩擦膜起到的保護作用更好。