時速350 km高速列車用銅基閘片材料的摩擦性能

曲選輝，章 林，張 鵬，吳佩芳，曹靜武，魏東彬

1) 北京科技大學(xué)北京材料基因工程高精尖創(chuàng)新中心，北京 100083 2) 北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院，北京 100083 3) 現(xiàn)代交通金屬材料與加工技術(shù)北京實(shí)驗(yàn)室，北京 100083 4) 北京天宜上佳高新材料股份有限公司，北京 100094

近年來，我國高速鐵路發(fā)展迅速，2021年底高鐵里程將接近4萬公里，世界第一，占全球總里程的60%以上.隨著高速列車速度的不斷提升和重載技術(shù)的發(fā)展，列車制動熱能及熱沖擊大幅提升，制動摩擦材料的服役條件更加嚴(yán)酷[1].一輛軸重為17 t的高速動車 350 km?h–1緊急制動時，單個制動盤單位面積能耗高達(dá)590 J?mm–2，為一輛中型飛機(jī)制動時耗能的2.4倍左右，制動閘片溫度大于500 ℃，閃點(diǎn)溫度可達(dá)1000 ℃.閘片要承受巨大的壓力、剪切力和熱沖擊，需要綜合優(yōu)化材料力學(xué)性能、摩擦磨損性能、耐熱沖擊性能和與制動盤的匹配性能.銅基摩擦材料具有平穩(wěn)且適中的摩擦系數(shù)、高的耐磨性、優(yōu)異的綜合力學(xué)性能、高的熱導(dǎo)率、良好的抗黏著性以及良好的導(dǎo)熱和抗循環(huán)熱沖擊的性能，是目前高速度等級列車制動閘片的首選材料[2–6].高速、高制動壓力條件下，閘片容易出現(xiàn)摩擦系數(shù)熱衰退、摩擦系數(shù)波動大、磨耗量增大等問題.為了解決這些問題，需要對高速、高壓力制動條件下閘片的熱衰退機(jī)理、高溫失效行為等有深入的理解.Zhang等[7–10]通過連續(xù)緊急制動加速摩擦材料性能衰退的方法較系統(tǒng)的研究了摩擦膜演變規(guī)律及其對摩擦制動性能的影響規(guī)律，實(shí)驗(yàn)得出在連續(xù)緊急高速制動條件下，摩擦膜經(jīng)歷了四個階段的演變，即摩擦表面富鐵氧化膜的形成、摩擦膜的加工硬化及疲勞裂紋擴(kuò)展、層狀結(jié)構(gòu)形成及渦流運(yùn)動模式的出現(xiàn)四個階段.富銅相在高溫高應(yīng)力下軟化是促進(jìn)摩擦膜發(fā)生轉(zhuǎn)變的關(guān)鍵，而缺乏硬質(zhì)相釘扎，低強(qiáng)度富銅摩擦膜在摩擦表面快速轉(zhuǎn)移是造成摩擦系數(shù)熱衰減的主要原因.他們進(jìn)一步通過恒溫高溫摩擦實(shí)驗(yàn)，探明了高溫石墨氧化和基體軟化聯(lián)合作用下的材料摩擦學(xué)失效行為，得出溫度高于600 ℃時，摩擦表面的石墨因氧化而逐漸喪失潤滑性，銅基體的軟化流動增強(qiáng)，摩擦膜失穩(wěn)，摩擦表面物質(zhì)從閘片表面向制動盤表面轉(zhuǎn)移，形成低強(qiáng)度易破壞的摩擦膜，導(dǎo)致摩擦系數(shù)熱衰退、摩擦系數(shù)波動增大和磨耗損量異常升高，乃至摩擦材料完全失效[11–19].Peng等[20]利用TM–1型縮比試驗(yàn)臺研究了商用閘片在80～380 km?h–1速度范圍內(nèi)的性能，得出了摩擦膜性質(zhì)的變化是造成制動過程中輕微磨損(80～160 km·h–1)、中度磨損（200～250 km?h–1)和嚴(yán)重磨損（300～380 km?h–1)三階段的轉(zhuǎn)變的主要原因.王曄[21]將通過調(diào)節(jié)閘片組元，制備的樣品在制動速度為 50～380 km·h–1范圍內(nèi)制動性能良好，滿足TJ/CL307—2014的規(guī)定要求.Xiao等[22]則將380 km·h–1下商用銅基制動閘片優(yōu)異的摩擦磨損性能歸因于摩擦表面的氧化物膜.

本文在上述研究的基礎(chǔ)上，通過協(xié)調(diào)調(diào)控銅基制動閘片基體組元、摩擦組元和潤滑組元，設(shè)計了銅基閘片材料，在1∶1臺架上按照TJ/CL307—2019標(biāo)準(zhǔn)測試了其摩擦磨損性能，并對摩擦膜的組織結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行了分析，得出了研制閘片摩擦磨損性能優(yōu)異的原因.

1 實(shí)驗(yàn)

銅基閘片的組元包括電解銅粉、霧化鐵粉、鉻鐵合金粉末、鉻粉、片狀石墨、粒狀石墨、二氧化硅等.各組元的含量如表1所示.配制好的原料粉末中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的成形劑（橡膠汽油），并在V型混料機(jī)中混合均勻.粉末在模具中壓制成形，壓制壓力為450～550 MPa.壓坯與鍍銅鋼背組裝后在950 ℃、3 MPa的條件下于H2氣氛中進(jìn)行加壓燒結(jié)2 h，得到摩擦塊.

表1 銅基閘片材料的成分及各組元粒徑Table 1 Chemical compositions of Cu-based friction materials and size of the components

圖1是制備的摩擦塊的背散射（BSE）顯微組織形貌.粒狀石墨、片狀石墨、鐵、鉻和鉻鐵顆粒均勻分布在銅基體中.片狀石墨的排列呈現(xiàn)出方向性，這與壓制方向有關(guān) (圖1（a）).由圖1（b）可見，鐵和鉻鐵硬質(zhì)組元保持了其原始的形貌，而鉻顆粒在燒結(jié)過程中形貌發(fā)生了顯著的改變，形成了多孔狀的組織.

圖1 銅基摩擦塊的BSE顯微組織Fig.1 BSE images of the microstructure of Cu-based brake pads

摩擦塊在鋼背上組裝成燕尾I-C型閘片，單側(cè)閘片組的摩擦接觸面積為280.8 cm2.1∶1制動動力試驗(yàn)采用美國Link 3600型制動慣量試驗(yàn)臺（北京天宜上佳高新材料股份有限公司），如圖2所示.按照TJ/CL307—2019標(biāo)準(zhǔn)中的C.6進(jìn)行，其涵蓋速度范圍 50～380 km?h–1，雙側(cè)制動壓力 14～32 kN以及潮濕和干燥工況下的制動.實(shí)驗(yàn)后，利用激光共聚焦掃描顯微鏡（LSCM，OLS4500, Japan）對摩擦塊的表面形貌進(jìn)行了分析.利用掃描電子顯微鏡（SEM，JSM-6510A）及其配備的能譜儀(EDS)對閘片材料的摩擦表面以及微區(qū)的成分和元素分布進(jìn)行分析.采用透射電鏡（TEM，Tecnai G2 F20 S-TWIN，美國）分析摩擦膜中的納米相.摩擦系數(shù)穩(wěn)定性的計算公式為：

圖2 美國 Link 3600 型 1∶1 制動臺架.（a）整體形貌；（b）慣量系統(tǒng)；（3）制動盤；（d）實(shí)驗(yàn)過程中制動盤狀態(tài)Fig.2 Full-scale dynamometer (Link 3600, US): (a) overall morphology; (b) inertia system; (c) brake disc; (d) morphology of the brake disc during the test

其中 ， σ 為 標(biāo)準(zhǔn)差，xˉ 為樣本平均 值，xi為第i個 樣本值，n為樣本容量.摩擦系數(shù)的衰退是250和380 km·h–1制動時平均摩擦系數(shù)的差值：μ250–μ380.

2 結(jié)果與討論

2.1 摩擦磨損性能

采用美國Link 3600型1∶1制動慣量試驗(yàn)臺對閘片的摩擦制動性能進(jìn)行考核.圖3為不同制動速度下的瞬時摩擦系數(shù).紅色實(shí)線為TJ/CL307—2019標(biāo)準(zhǔn)中B.3所規(guī)定的瞬時摩擦系數(shù)波動上下限.50～200 km?h–1范圍內(nèi)的瞬時摩擦系數(shù)如圖3(a)所示.干燥條件下，瞬時摩擦系數(shù)平穩(wěn)，均分布在規(guī)定范圍內(nèi)且靠近中間區(qū)域.在200和250 km?h–1制動時，瞬時摩擦系數(shù)非常穩(wěn)定，如圖3(a)和(b)所示.圖3(c)為制動速度為300 km?h–1時的瞬時摩擦系數(shù)，與低速下相比（圖3(a)），瞬時摩擦系數(shù)的波動略有增大.由圖3(d)的350 km?h–1制動時的瞬時摩擦系數(shù)可見，當(dāng)制動速度降低到300 km?h–1時，瞬時摩擦系數(shù)均出現(xiàn)明顯的下降（圖3的中箭頭所示），這是由制動過程中制動壓力的增大引起的.當(dāng)制動速度≥350 km?h–1時，實(shí)驗(yàn)采用的是變壓力制動，即制動過程中瞬時速度大于300 km?h–1時壓力為FB1，從 300 km?h–1到 0 壓力為FB2，其中FB2>FB1.隨后瞬時摩擦系數(shù)上升，當(dāng)制動速度降低到120 km?h–1以下時，瞬時摩擦系數(shù)略有下凹（圖3中箭頭所示），表明摩擦系數(shù)出現(xiàn)小幅的衰退，這是由摩擦面溫度的升高及摩擦表面的損傷加劇造成的[7–8].

圖4為各工況下的平均摩擦系數(shù)，紅色虛線為TJ/CL307—2019標(biāo)準(zhǔn)中B.3所規(guī)定的平均摩擦系數(shù)波動上下限.圖4(a)為干燥工況下的平均摩擦系數(shù).各制動條件下的平均摩擦系數(shù)均位于規(guī)定范圍內(nèi)，并且處于靠近中間的位置，除在350 km?h–1下兩次平均摩擦系數(shù)低于0.35以外，其他制動條件下平均摩擦系數(shù)均位于0.35～0.45之間.在較低的制動速度下（50 km?h–1和 80 km?h–1），平均摩擦系數(shù)較高，超過0.4，這是由于低速低應(yīng)力下表面微凸體較多，產(chǎn)生較大的摩擦阻力所致.在 120～250 km?h–1的制動速度范圍內(nèi)，各制動速度下的平均摩擦系數(shù)的算數(shù)平均值約為0.4，這表明閘片在此制動條件下具有高的摩擦穩(wěn)定性.在250～350 km?h–1的制動速度范圍內(nèi)，高的制動速度和大的制動壓力導(dǎo)致平均摩擦系數(shù)的下降，并與上下限的下降趨勢一致.制動速度為380 km?h–1時，閘片仍然維持較高的摩擦系數(shù)，平均摩擦系數(shù)的算數(shù)平均值約為0.35.較高的平均摩擦系數(shù)有助于降低制動壓力，提高制動夾鉗使用壽命，降低制動盤的熱疲勞，縮短制動距離.對于不同制動壓力的影響，在相同的制動速度下，基本規(guī)律為平均摩擦系數(shù)值隨著制動壓力的上升而減小，這是由于在更高的壓力下摩擦表面更加平滑所致[20,23].圖4(b)是在潮濕條件下的平均摩擦系數(shù).在各速度下平均摩擦系數(shù)值均高于0.25.在較低的制動速度范圍內(nèi)，制動速度的提高能夠帶動水膜充分覆蓋摩擦表面，從而使得平均摩擦系數(shù)隨制動速度升高 (50～120 km?h–1)而基本保持不變.當(dāng)制動速度超過120 km?h–1，制動速度提高導(dǎo)致離心力增加，接觸界面上水量降低，使得平均摩擦系數(shù)隨著制動速度升高而升高.此外，隨著制動速度提高，高制動壓力下的平均摩擦系數(shù)將逐漸低于低制動壓力下，趨近于干燥條件下壓力與平均摩擦系數(shù)的關(guān)系，這亦表明在較高的制動速度下水對摩擦接觸界面的作用正在降低.

表2為閘片材料的力學(xué)性能及由圖3和圖4統(tǒng)計得出的閘片材料的摩擦制動性能數(shù)據(jù).摩擦體的剪切強(qiáng)度達(dá)16 MPa，粘結(jié)面的剪切強(qiáng)度達(dá)25 MPa，摩擦系數(shù)衰退（250～350 km?h–1）僅 0.027.平均磨損量僅 0.06 cm3?MJ–1，遠(yuǎn)低于標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定值（0.35 cm3?MJ–1）.

表2 閘片的力學(xué)性能及1∶1臺架試驗(yàn)數(shù)據(jù)Table 2 Mechanical properties of brake pads and test data from the full-scale dynamometer

圖3 不同制動速度下的瞬時摩擦系數(shù)和制動壓力.(a)200 km?h–1；(b)250 km?h–1；(c)300 km?h–1；(d)350 km?h–1；(e)380 km?h–1Fig.3 Instantaneous friction coefficient and braking force under different braking speeds: (a) 200 km·h?1; (b) 250 km·h?1; (c) 300 km·h?1; (d) 350 km·h?1;(e) 380 km·h?1

圖4 1∶1 臺架實(shí)驗(yàn)的平均摩擦系數(shù).（a）干燥條件；（b）潮濕條件Fig.4 Average friction coefficient from full-scale dynamometer under different conditions: (a) dry; (b) wet

圖5為在80 km·h–1下，以30 kW在壓力32 kN下持續(xù)制動20 min的瞬時摩擦系數(shù)和溫度的變化.由圖可見，溫度隨著制動時間升高而升高，最終達(dá)到350 ℃左右.在溫度升高的過程中，閘片的瞬時摩擦系數(shù)波動較小，始終位于0.4至0.5之間，幾乎與溫度升高無關(guān)，這表明閘片具有優(yōu)異的耐熱性和摩擦系數(shù)穩(wěn)定性.

圖5 在80 km·h–1下，以30 kW在壓力32 kN下持續(xù)制動20 min的瞬時摩擦系數(shù)和溫度的變化Fig.5 Variations of instantaneous friction coefficient and temperature during the continuous 20 min braking with the power of 30 kW, braking force of 32 kN, and braking speed of 80 km·h?1

2.2 磨損表面

摩擦副在摩擦的同時也是一種磨損過程，磨屑在力、熱的作用下形成一層“摩擦膜”，又稱第三體層，它的性質(zhì)決定了摩擦副的制動摩擦行為.摩擦膜的性質(zhì)由摩擦材料、對偶材料和摩擦制動條件共同決定，是聯(lián)系三者的紐帶[15].下面對摩擦膜的組織結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行分析，以揭示所制備的閘片具有優(yōu)異摩擦制動性能的原因.

圖6為1∶1臺架實(shí)驗(yàn)后閘片的表面磨損形貌.摩擦塊表面被灰色的摩擦膜所覆蓋，摩擦塊表面有較淺的劃痕，閘片表面并未出現(xiàn)燒痕、隆起、變形、摩擦材料熔化、金屬鑲嵌、掉邊掉角等缺陷.

圖6 1∶1臺架實(shí)驗(yàn)前(a)后(b)閘片的形貌Fig.6 Morphology of the brake pad before (a) and after (b) the braking test on the full-scale dynamometer

圖7是臺架實(shí)驗(yàn)前后制動盤的表面形貌.臺架實(shí)驗(yàn)前，制動盤表面光潔，如圖7(a)所示.臺架實(shí)驗(yàn)后，制動盤表面仍然保持光潔、無異常損傷（圖7(b)），表明閘片能夠有效的保護(hù)制動盤，延長了制動盤的檢修和更換周期.

圖7 1∶1臺架實(shí)驗(yàn)前后制動盤的形貌.(a)實(shí)驗(yàn)前;(b)實(shí)驗(yàn)后Fig.7 Morphology of the brake disc: (a) before the test; (b) after the test on the full-scale dynamometer

圖8為摩擦表面的激光共聚焦圖片.摩擦表面被大面積的摩擦膜覆蓋，其間夾著剝落坑，摩擦膜表面可見一些小的裂紋及劃痕，如圖8(a1)所示.由圖8(a2)所示的三維形貌圖可見，摩擦膜總體平坦，但高低區(qū)域亦交錯分布，由圖8(a3)所示的輪廓圖上可見摩擦膜高度的波動，表明在磨粒磨損機(jī)制的作用下，在摩擦膜表面形成大量的劃痕.圖8(b1)和(b2)為摩擦表面剝落坑的形貌，其深度差可達(dá)60 μm(圖8(b3))，這是在累次制動過程中摩擦膜在持續(xù)的熱、力作用下的局部剝落所致.

圖8 磨損表面在LSCM下的形貌，相應(yīng)的三維形貌和高度分析.(a1～a3)具有大面積摩擦膜覆蓋的區(qū)域;(b1～b3)發(fā)生剝離磨損的區(qū)域Fig.8 LSCM images of the worn surface, 3D morphologies, and corresponding height analysis: (a1–a3) regions covered by the large-scale friction film;(b1–b3) wear regions

圖9為臺架試驗(yàn)后摩擦表面的BSE形貌.由圖9(a)可見，摩擦表面不同區(qū)域的狀態(tài)不一致.圖9(a)的左邊摩擦膜相對平坦連續(xù)，而靠近右邊的摩擦膜上有較多的裂紋，呈現(xiàn)破碎的特征.這表明摩擦表面的摩擦膜始終處于形成和破壞的過程中，摩擦膜處于一種動態(tài)平衡狀態(tài).在圖9(a)左側(cè)的連續(xù)摩擦膜中均勻分布著許多黑色粒狀物，如圖9(b)所示.黑色的粒狀物尺寸為微米級，均勻鑲嵌在摩擦膜中，Cu、Si、Fe和Cr元素的分布如圖9(c)～(f)所示.由圖9(d)可推測，該粒狀物為SiO2.由圖9(e)和(f)所示的Fe和Cr元素的分布可見，兩種元素分布重疊區(qū)域?yàn)樘砑拥拇罅紺rFe合金顆粒（圖9(f)中的箭頭A所示），其突出于摩擦表面.兩種元素不重疊的區(qū)域?yàn)镕e和Cr的氧化物（圖9(f)中的箭頭B所示），表明在高速制動過程中破碎的Fe、Cr顆粒氧化，形成了小粒徑的Fe和Cr的氧化物.

圖9 摩擦膜的BSE形貌(a,b)以及圖(b)中相應(yīng)的元素面分布分析.(c) Cu; (d) Si; (e) Fe; (f) CrFig.9 BSE images of the friction film (a,b) and element mapping in (b): (c) Cu; (d) Si; (e) Fe; (f) Cr

圖10為摩擦表面橫截面的BSE顯微組織.如圖10(a)所示，在摩擦表面存在著顯著向基體方向凸出的摩擦膜.在摩擦膜的下部，有較多添加的硬質(zhì)顆粒，其中紅色箭頭標(biāo)注的為CrFe，F(xiàn)e及SiO2等，其保持原始形貌或者是在高壓下破碎，這些硬質(zhì)顆粒起到承載和保護(hù)摩擦膜的作用.利用這些硬質(zhì)顆粒的第一平臺作用，能夠阻礙磨屑運(yùn)動，增大第二平臺的面積分?jǐn)?shù)及尺寸.此外，摩擦膜的厚度與其下部的硬質(zhì)顆粒的分布狀態(tài)有關(guān)，硬質(zhì)顆粒多的區(qū)域摩擦膜的厚度較薄，反之摩擦膜較厚，這表明硬質(zhì)顆粒能夠控制摩擦膜的厚度（圖10(b)）.利用粗顆粒硬質(zhì)相對制動盤表面的犁削作用控制摩擦膜的厚度，降低摩擦表面物質(zhì)的轉(zhuǎn)移速率，能夠提高摩擦系數(shù)穩(wěn)定性.綠色箭頭所示為Cr顆粒，顆粒內(nèi)部可見很多的孔隙，利用鉻顆粒偏擴(kuò)散成孔和易氧化的性質(zhì)，將其作為氧化物源，能夠?yàn)槟Σ聊ぴ丛床粩嗵峁〤r2O3強(qiáng)化相.粒狀石墨和片狀石墨在摩擦材料中的作用機(jī)理不同，片狀石墨潤滑面積大、潤滑性好，但是易剝落，會造成磨損量的增大，由圖10(c)可見靠近摩擦表面的片狀石墨發(fā)生了嚴(yán)重的破壞和剝落.低速下片狀石墨充當(dāng)潤滑組元，穩(wěn)定并降低摩擦系數(shù).粒狀石墨強(qiáng)度高，靠近摩擦表面的粒狀石墨雖然在制動壓力下也出現(xiàn)了變形的特征，但是仍然較好的釘扎在摩擦表面，沒有出現(xiàn)面裂紋以及剝落，如圖10(d)所示.此外，在粒狀石墨的邊緣還可以儲存磨屑（圖10(d)中的箭頭所示），表明其在高速下兼具摩擦組元的功能，起到增摩的作用.因此，片狀石墨和粒狀石墨兩者搭配兼顧了高、低速下的摩擦系數(shù)穩(wěn)定性，并提高了閘片的耐磨性.

為了進(jìn)一步分析摩擦膜的內(nèi)部結(jié)構(gòu)特征，對摩擦膜的進(jìn)行了TEM分析，如圖11所示.從圖11(a)的明場像可見，摩擦膜中存在著大量較圖9中更小的顆粒，粒徑為20～90 nm.在圖11(b)的高分辨TEM照片中，觀察到了20 nm左右的CuO和30～50 nm的Fe2O3氧化物顆粒的存在.納米氧化物是提高摩擦膜強(qiáng)度和硬度最有效的強(qiáng)化相.圖11(c)表明石墨是摩擦膜的重要組成成分之一，其來源于破碎的石墨組元，在摩擦膜中仍具有潤滑作用.除了小于100 nm的氧化物顆粒外，摩擦膜中還存在著數(shù)百納米的硬質(zhì)顆粒，其與尺寸更小的氧化物顆粒共存與摩擦膜中，如圖11(d)所示.

圖11 表層摩擦膜中納米相的TEM形貌.(a)氧化物顆粒形貌；(b)氧化物的高分辨TEM（HRTEM）顯微組織；（c）石墨形貌；（d）粒徑不同的氧化物顆粒Fig.11 TEM images of nanoparticles in the friction film: (a) image of oxide particles; (b) HRTEM image of oxide particles; (c) image of graphite;(d) oxide particles with different particle sizes

2.3 摩擦膜的動態(tài)穩(wěn)定化機(jī)制

高速制動過程中，高溫和高應(yīng)力是驅(qū)動摩擦表面不斷演變的兩個關(guān)鍵因素.一方面，高溫和高應(yīng)力導(dǎo)致銅基體的強(qiáng)度降低及軟化流動[24–25]，參與氧化膜的形成，形成的富銅相開始軟化并覆蓋原有的摩擦氧化膜[26–27].由于溫度分布不均，盤表面的凸起以及磨粒的擠壓作用，摩擦表面下凹變形，富銅相和富鐵氧化膜的交替覆蓋形成層狀摩擦膜，該摩擦膜呈渦流運(yùn)動模式，使摩擦膜內(nèi)的物質(zhì)進(jìn)一步碾磨、破碎、細(xì)化和均勻化，形成的渦流結(jié)構(gòu)摩擦膜[7–8]與基體性質(zhì)差異大，二者之間容易產(chǎn)生裂紋，并從摩擦表面剝落.低強(qiáng)度易轉(zhuǎn)移的富Cu摩擦膜在摩擦界面起潤滑作用，導(dǎo)致高速下（圖3(e)中的箭頭所示）摩擦系數(shù)的衰退.在380 km·h–1制動條件下的摩擦膜出現(xiàn)了渦流結(jié)構(gòu)摩擦膜（圖10(a)），并對應(yīng)瞬時摩擦系數(shù)（圖3(e)）的小幅衰退，但是平均摩擦系數(shù)和瞬時摩擦系數(shù)仍分布在規(guī)定范圍內(nèi)（圖3和4），磨耗量較小，可見局部渦流結(jié)構(gòu)并未造成摩擦膜的失穩(wěn)和摩擦系數(shù)大的波動，適度的渦流運(yùn)動模式細(xì)化了氧化物顆粒，為摩擦膜提供了納米強(qiáng)化相.另一方面，高溫使摩擦表面物質(zhì)氧化，生成大量的氧化物，包括Fe的氧化物，Cr的氧化物和Cu的氧化物.這些氧化物的尺寸較小，達(dá)到納米級別，廣泛的分布于摩擦表面，能夠?qū)Ω籆u摩擦膜起強(qiáng)化作用（圖11）.除了納米氧化物之外，摩擦表面發(fā)現(xiàn)大量均勻分散的微米尺寸的硬質(zhì)顆粒（圖9(a)和(b))，由硬質(zhì)顆粒的破碎而來.除CrFe，F(xiàn)e及SiO2等在應(yīng)力作用直接破碎以外，在基體中Cr在燒結(jié)過程中會與周圍的鐵發(fā)生偏擴(kuò)散，在鉻顆粒中形成很多的孔隙，降低了鉻顆粒的強(qiáng)度[16].在高應(yīng)力下，多孔鉻顆粒破碎和氧化，將其作為氧化物源，為摩擦膜源源不斷提供強(qiáng)化相，提高了摩擦膜的強(qiáng)度.此外，除了納米級的氧化顆粒和微米級破碎硬質(zhì)顆粒，添加進(jìn)閘片的多種原始硬質(zhì)顆粒也起了關(guān)鍵作用.這些顆粒分布于摩擦表面以及亞表面，有效的提高了基體的強(qiáng)度，阻礙了富Cu渦流結(jié)構(gòu)摩擦膜的快速拓展（圖10(a)），維持了摩擦表面穩(wěn)定并降低了發(fā)生磨損的深度，提高的摩擦系數(shù)穩(wěn)定性以及耐磨性.略微突出于摩擦表面的硬質(zhì)顆粒（圖9(e)和(f)中的CrFe顆粒）直接與對偶盤接觸，增加摩擦力的同時起清掃對偶盤表面轉(zhuǎn)移物的作用.綜上，高溫高應(yīng)力下摩擦表面Cu軟化后起“溶劑”作用，內(nèi)部容納了從納米級到微米級的硬質(zhì)顆粒，外部具有大尺寸硬質(zhì)顆粒，這些顆粒反過來在多尺度對低強(qiáng)度富Cu摩擦膜起強(qiáng)化作用，從而使得富Cu摩擦膜在保證較好塑性的同時具有高的強(qiáng)度，促進(jìn)了摩擦表面的穩(wěn)定，使閘片表現(xiàn)出優(yōu)異的摩擦制動性能.創(chuàng)造條件促進(jìn)摩擦膜的動態(tài)穩(wěn)定化，避免其在摩擦表面快速轉(zhuǎn)移，是獲得優(yōu)異的摩擦制動性能的關(guān)鍵.摩擦膜動態(tài)穩(wěn)定化的關(guān)鍵是基體提供高強(qiáng)度支撐，內(nèi)部硬質(zhì)顆粒強(qiáng)化摩擦膜，外部摩擦組元釘扎摩擦膜，并且摩擦膜厚度要適中.

3 結(jié)論

(1) 研制閘片具有摩擦系數(shù)穩(wěn)定性高、磨耗低和不傷盤等特點(diǎn).瞬時摩擦系數(shù)和平均摩擦系數(shù)均滿足TJCL/307—2019標(biāo)準(zhǔn)的要求，摩擦系數(shù)穩(wěn)定性為 0.0015，250～380 km?h–1制動速率范圍內(nèi)的摩擦系數(shù)熱衰退僅 0.027，在 380 km?h–1下的平均摩擦系數(shù)仍維持在0.35左右，平均磨耗僅0.06 cm3?MJ–1.

(2) 通過多尺度顆粒的強(qiáng)化，獲得了高強(qiáng)韌、低轉(zhuǎn)移速率摩擦膜：大粒徑摩擦組元作為外部運(yùn)動障礙釘扎摩擦膜，摩擦膜中的亞微米磨屑作為摩擦膜與對偶盤的嚙合點(diǎn)，提供摩擦反作用力，以保持高速制動時的摩擦系數(shù)；通過添加易氧化組元為摩擦膜源源不斷提供氧化物，研磨生成的納米氧化物作為彌散強(qiáng)化相，從而實(shí)現(xiàn)多尺度協(xié)同增強(qiáng)，實(shí)現(xiàn)摩擦膜的動態(tài)穩(wěn)定化，避免其在摩擦表面快速轉(zhuǎn)移，從而使得閘片體現(xiàn)出優(yōu)異的摩擦磨損性能.