李政舟，劉如鐵，林雪楊，陳潔，汪琳，熊翔，廖寧

SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元對(duì)銅基摩擦材料摩擦磨損性能的影響

李政舟，劉如鐵，林雪楊，陳潔，汪琳，熊翔，廖寧

(中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

在粉末冶金銅基摩擦材料中添加6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元，研究SiO2和ZrO2的質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)摩擦材料摩擦磨損性能的影響，并分析其機(jī)理。結(jié)果表明：隨(SiO2)/(ZrO2)比值減小，銅基摩擦材料的密度和硬度增大。高速制動(dòng)時(shí)，摩擦材料的摩擦因數(shù)和摩擦穩(wěn)定因數(shù)較小。SiO2可有效提高摩擦因數(shù)，ZrO2可降低摩擦副的磨損率。當(dāng)(SiO2)/(ZrO2)為2/4時(shí)，摩擦材料具有較好的摩擦磨損性能，高速制動(dòng)下平均摩擦因數(shù)為0.326，摩擦穩(wěn)定因素處于較高水平，為0.71，對(duì)偶數(shù)材料損傷在可接受范圍內(nèi)。SiO2較易脫落而形成磨粒，ZrO2與基體界面結(jié)合狀態(tài)較好，所以隨SiO2含量減少，主要磨損機(jī)制從磨粒磨損轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp和磨粒磨損，最后轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗幽p。

銅基摩擦材料；SiO2；ZrO2；耦合作用；摩擦磨損

粉末冶金銅基摩擦材料是以銅及其合金為基體，添加摩擦組元和固體潤(rùn)滑組元，采用粉末冶金技術(shù)制備的復(fù)合材料[1?2]。由于粉末冶金銅基摩擦材料具有良好的導(dǎo)熱和導(dǎo)電性能、較高的高溫強(qiáng)度以及優(yōu)異的摩擦磨損性能，廣泛應(yīng)用于高鐵、航空、工程機(jī)械等領(lǐng)域的離合器和制動(dòng)裝置中[3?5]。通過對(duì)粉末冶金銅基摩擦材料中的組元進(jìn)行調(diào)整，可獲得適用于不同應(yīng)用工況的摩擦學(xué)性能。傳統(tǒng)的硬質(zhì)陶瓷顆粒，如SiO2、SiC、WC、Al2O3和ZrO2等，對(duì)材料摩擦學(xué)性能產(chǎn)生重要影響[6?8]。其中的SiO2和ZrO2因改善材料的摩擦因數(shù)效果明顯，且有效減小對(duì)偶件損傷而得到廣泛研究和應(yīng)用[9?11]。研究表明，銅基摩擦材料中的SiO2可增強(qiáng)摩擦副間的機(jī)械嚙合[12]，有效提升摩擦因數(shù)，雖然增加磨粒磨損，但可大大降低黏著磨損。SiO2對(duì)摩擦磨損性能的改善效果受制動(dòng)條件的影響：低速摩擦?xí)r，摩擦因數(shù)增加幅度較大，而高速摩擦?xí)r，摩擦因數(shù)增加幅度較小[13]。雖然SiO2對(duì)銅基摩擦材料摩擦因數(shù)具有良好的提升效果，但會(huì)增大摩擦材料和對(duì)偶件的磨損[14]。在摩擦過程中，ZrO2顆粒的載荷轉(zhuǎn)移作用使基體受到保護(hù)，減弱黏著磨損[15]，在不同的壓力和速度下，隨ZrO2含量增加，材料的耐磨性能增強(qiáng)，但摩擦因數(shù)整體呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)[16]。雖然對(duì)SiO2和ZrO2陶瓷組元還進(jìn)行了大量研究，但大多是單一陶瓷組元所產(chǎn)生的影響，這在很大程度上制約了摩擦材料多組元成分的優(yōu)化設(shè)計(jì)。本文作者制備SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元總含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為6%的粉末冶金銅基摩擦材料，研究SiO2和ZrO2含量比(即(SiO2)/(ZrO2)的值)變化對(duì)材料摩擦磨損性能的影響，并分析摩擦磨損機(jī)理，以期為未來高性能銅基摩擦材料的研制提供有價(jià)值的參考。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 銅基摩擦材料制備

1.1.1 原料

電解銅粉，粒度為38～150 μm，純度(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為99.5%(北京有色金屬研究總院)；還原鐵粉，粒度為48～150 μm，純度為99.0%(武漢鋼鐵集團(tuán)公司)；二硫化鉬(MoS2)，粒度為3～10 μm，純度為99.0%(上海華誼集團(tuán)公司)；石墨，粒度為150～550 μm，純度大于99.0%(青島晟泰石墨有限公司)；鉻鐵合金粉末，粒度為150～250 μm，(Cr)為65%～70%(成都華睿金屬材料有限公司)；SiO2陶瓷粉末(β-石英)，粒度為150～250 μm，純度為99.9%(漳州龍興達(dá)砂業(yè)有限公司)；ZrO2陶瓷粉末(立方相)，粒度為150～250 μm，純度為99.9%(廣東東方鋯業(yè)科技股份有限公司)。圖1所示為SiO2和ZrO2粉末的SEM形貌，可見SiO2顆粒呈近等軸形，無尖銳棱角，表面粗糙；ZrO2顆粒為無規(guī)則多邊形，棱角明晰尖銳，表面光滑。

1.1.2 材料制備

按照表1所列粉末冶金銅基摩擦材料的原料配比稱取原料粉末，置于滾筒型混料機(jī)中混料2 h。然后通過Y032-160液壓機(jī)(南通鍛壓設(shè)備有限公司)壓制成內(nèi)徑和外徑分別為53 mm和75 mm、厚度為10 mm的環(huán)形壓坯，壓制壓力為400 MPa。將壓坯與鍍銅鋼背貼合固定，置于鐘罩式燒結(jié)爐中進(jìn)行加壓燒結(jié)，燒結(jié)氣氛為分解氨，燒結(jié)壓力為2.5 MPa，燒結(jié)溫度為960 ℃，保溫3 h。隨爐冷卻到200 ℃以下卸壓，得到粉末冶金銅基摩擦材料。

圖1 SiO2和ZrO2粉末的SEM形貌

(a) SiO2powder; (b) ZrO2powder

表1 銅基摩擦材料的原料配比

1.2 組織與性能表征

1.2.1 形貌與組織分析

利用DM4500P高溫金相顯微鏡(德國(guó)Leica公司)觀察摩擦材料的原始表面形貌，利用4XC倒置金相顯微鏡(萊州華博試驗(yàn)儀器有限公司)觀察對(duì)偶材料的摩擦表面形貌。用D8 Advance X射線衍射儀(XDR, 德國(guó)布魯克)分析材料的物相組成，掃描范圍為5°～80°，掃描速度為8 (°)/min，步寬為0.02°。用JSM-6490LV掃描電鏡(SEM, 日本電子)對(duì)材料摩擦表面形貌進(jìn)行觀察與分析。用PW-100-517飛納臺(tái)式掃描電鏡(飛納中國(guó))觀察SiO2和ZrO2顆粒的形貌。

1.2.2 密度與硬度測(cè)定

利用制備摩擦試環(huán)后的余料制備相應(yīng)的小塊狀銅基摩擦材料樣品，根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 10421—2002測(cè)定材料的密度。利用HBRV-187.5電動(dòng)多功能布洛維硬度計(jì)(萊州華博試驗(yàn)儀器有限公司)，按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 231.4—2009，測(cè)定材料的硬度。壓頭直徑為2.5 mm，壓力為612.9 N，每種材料測(cè)7個(gè)點(diǎn)，去掉最大值和最小值后計(jì)算平均值。

1.2.3 摩擦試驗(yàn)

通過機(jī)加工將銅基摩擦材料燒結(jié)環(huán)安裝在基座上，并進(jìn)行平磨，制成內(nèi)徑和外徑分別為53 mm和75 mm、摩擦面積為22.1 cm2的摩擦試環(huán)，利用MM- 1000摩擦試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦試驗(yàn)。對(duì)偶材料為內(nèi)徑53 mm，外徑75 mm，摩擦面積22.1 cm2的圓環(huán)狀30CrMoSiV調(diào)質(zhì)合金鋼，硬度(HRC)為38～40。制動(dòng)條件為：轉(zhuǎn)動(dòng)慣量為0.25 kg·m2，壓力為0.6 MPa，對(duì)照低、中、高3種能量密度并根據(jù)長(zhǎng)期的試驗(yàn)經(jīng)驗(yàn)，確定制動(dòng)初速度(簡(jiǎn)稱制動(dòng)速度)分別為2 000、5 000和6 667 r/min，最終速度為0。在摩擦試驗(yàn)機(jī)上裝載0.25 kg·m2的慣量盤，啟動(dòng)試驗(yàn)機(jī)，當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到預(yù)設(shè)速度時(shí)，對(duì)偶材料以0.6 MPa的壓力壓在摩擦材料上開始制動(dòng)，試驗(yàn)機(jī)轉(zhuǎn)速降為0時(shí)制動(dòng)結(jié)束。同種試驗(yàn)條件下重復(fù)制動(dòng)20次為一個(gè)數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)周期，利用手持式紅外測(cè)溫儀測(cè)量并記錄最后5次制動(dòng)過程中摩擦材料表層的最高溫度，計(jì)算最后5次的摩擦因數(shù)、摩擦穩(wěn)定因數(shù)和最高溫度的平均值。測(cè)量并記錄原始狀態(tài)和制動(dòng)結(jié)束后摩擦材料的厚度(取均勻分布的3個(gè)點(diǎn)厚度的平均值)，將摩擦材料原始狀態(tài)與制動(dòng)結(jié)束后的厚度差值除以制動(dòng)次數(shù)(20次)，得到平均每次制動(dòng)的厚度減小量，用于表征材料的磨損率。

2 結(jié)果與分析

2.1 組織與結(jié)構(gòu)

圖2所示為1#、3#和5#銅基摩擦材料((SiO2)分別為6%、3%和0，(ZrO2)分別為0、3%和6%)的表面金相圖，圖中棕黃色組織為銅基體，大面積灰白色組織為高碳鉻鐵，小尺寸散亂分布的灰白色相為鐵，大面積的較粗糙的灰黑色部分為石墨，表面較光滑的淺灰黑色組織為ZrO2，表面較光滑的深灰黑色組織為SiO2。銅作為基體，起到支撐對(duì)偶件和鑲嵌其他組元的作用，石墨作為潤(rùn)滑組元，降低材料的磨損，防止發(fā)生卡滯現(xiàn)象，高碳鉻鐵作為摩擦組元，可有效提高材料的摩擦因數(shù)[17]，陶瓷組元SiO2和ZrO2主要改善材料的摩擦磨損性能。圖3所示為1#、3#和5#材料的XRD譜。結(jié)合圖2和圖3可知，粉末冶金銅基摩擦材料表面分布著大量的銅和石墨，由于SiO2和ZrO2在材料表面的面積分?jǐn)?shù)很小，受射線探測(cè)位置影響，很難確保被檢測(cè)到，因此只有個(gè)別樣品表面隨機(jī)性地檢測(cè)到極少量的SiO2或ZrO2。

圖2 銅基摩擦材料表面的金相圖

(a) 1#material; (b) 3#material; (c) 5#material

圖3 1#、3#和5# 銅基摩擦材料的XRD譜

2.2 密度與硬度

表2所列為SiO2與ZrO2的含量比(即(SiO2)/(ZrO2)的值)對(duì)粉末冶金銅基摩擦材料密度和硬度的影響。由表可知，隨(SiO2)/(ZrO2)減小，即SiO2含量減少、ZrO2含量增加，材料的密度和硬度增大。這主要是因?yàn)閆rO2的密度和莫氏硬度大于SiO2，所以材料的密度和硬度隨ZrO2含量增加而增大。

表2 w(SiO2)/w(ZrO2)對(duì)銅基摩擦材料密度和硬度的影響

2.3 摩擦磨損性能

圖4所示為制動(dòng)過程中的平均摩擦因數(shù)隨(SiO2)/(ZrO2)的變化。由圖可知：不同制動(dòng)速度下，含有ZrO2的2#、3#、4#、5#材料的摩擦因數(shù)均低于只含SiO2的1#材料，表明ZrO2的加入使摩擦因數(shù)降低。含有SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元的銅基摩擦材料，隨(SiO2)/(ZrO2)值減小(即SiO2含量減少、ZrO2含量增加)，低制動(dòng)速度2 000 r/min下的摩擦因數(shù)變化不明顯；中制動(dòng)速度5 000 r/min下的摩擦因數(shù)先降低后升高，3#材料的摩擦因數(shù)最低；在高制動(dòng)速度6 667 r/min下，摩擦因數(shù)小幅升高，(SiO2)/(ZrO2)為2/4的材料(4#)摩擦因數(shù)較高，為0.326最低。從圖4可知，隨制動(dòng)速度增大，摩擦因數(shù)降低。

圖4 不同制動(dòng)速度下的平均摩擦因數(shù)隨w(SiO2)/w(ZrO2)的變化曲線

圖5所示為同一摩擦材料在3個(gè)不同制動(dòng)速度下 (2 000、5 000和6 667 r/min)制動(dòng)后的總磨損率隨(SiO2)/(ZrO2)的變化。由圖可知，含有SiO2的4種材料(1#、2#、3#和4#)的厚度磨損率在3～4 μm/次范圍內(nèi)，差別不明顯，屬于同一級(jí)別磨損的正常波動(dòng)，整體處于較低且可接受的磨損水平；而陶瓷組元全部為ZrO2的5#材料磨損率大幅降低至2 μm/次以下。這表明SiO2會(huì)加劇銅基摩擦材料的磨損，而ZrO2可減輕材料的磨損。

圖5 w(SiO2)/w(ZrO2)對(duì)銅基摩擦材料磨損率的影響

圖6所示為(SiO2)/(ZrO2)對(duì)制動(dòng)過程中摩擦穩(wěn)定因數(shù)的影響。由圖可知：(SiO2)/(ZrO2)對(duì)摩擦穩(wěn)定因數(shù)影響不大，但高速制動(dòng)(6 667 r/min)時(shí)的摩擦穩(wěn)定因數(shù)顯著低于中速(5 000 r/min)和低速(2 000 r/min)制動(dòng)時(shí)的摩擦穩(wěn)定因數(shù)，低速制動(dòng)和中速制動(dòng)時(shí)的摩擦穩(wěn)定因數(shù)相近。

終上所述，當(dāng)(SiO2)/(ZrO2)為2/4時(shí)，材料具有較好的綜合摩擦磨損性能，高速制動(dòng)下平均摩擦因數(shù)較高，為0.326，摩擦穩(wěn)定因數(shù)為0.71，處于較高水平，對(duì)偶材料損傷在可接受范圍內(nèi)。

圖6 w(SiO2)/w(ZrO2)對(duì)摩擦穩(wěn)定因數(shù)的影響

2.4 磨損機(jī)理

2.4.1 摩擦磨損機(jī)制

由于制動(dòng)初速度越大，制動(dòng)條件越惡劣，隨(SiO2)/(ZrO2)減小，摩擦副的摩擦表面形貌和成分的變化越明顯。因此本文對(duì)制動(dòng)速度為6 667 r/min時(shí)(SiO2)/(ZrO2)對(duì)材料摩擦磨損機(jī)制的影響機(jī)理進(jìn)行分析與研究。圖7所示為銅基摩擦材料摩擦表面的SEM照片及對(duì)偶材料摩擦表面的金相照片。由圖可見：當(dāng)摩擦材料中的陶瓷組元全部為SiO2時(shí)，摩擦表面存在較寬較深的犁溝，其它區(qū)域較平整光滑，對(duì)偶材料表面存在大量深犁溝。深犁溝的產(chǎn)生主要是由于摩擦過程中摩擦界面處的硬質(zhì)磨粒使材料發(fā)生變形所致，因此摩擦過程中的摩擦力矩主要來自形變摩擦，磨損機(jī)制主要為磨粒磨損；當(dāng)材料中含有SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元時(shí)，摩擦材料表面觀察到沿滑動(dòng)方向的犁溝、擦傷痕跡以及黏著坑，對(duì)偶材料表面的犁溝變少變淺，黏著坑的產(chǎn)生表明摩擦過程中摩擦材料和對(duì)偶材料之間黏著點(diǎn)的作用力增強(qiáng)，因此摩擦力矩來自形變摩擦和黏著摩擦，磨損機(jī)制為磨粒磨損和黏著磨損；當(dāng)陶瓷組元全部為ZrO2時(shí)，摩擦表面整體較平整光滑，存在少量較大的剝落坑，對(duì)偶材料表面有少量擦傷。剝落坑的產(chǎn)生是由于摩擦材料表面機(jī)械混層中的橫向裂紋和縱向裂紋相遇，在摩擦過程中的循環(huán)應(yīng)力作用下，摩擦材料發(fā)生層狀剝落所致，因此摩擦力矩主要來自黏著摩擦，磨損機(jī)制主要為剝層磨損。綜上所述，隨(SiO2)/(ZrO2)減小(即隨SiO2含量減少、ZrO2相應(yīng)增加)，摩擦材料的摩擦表面變得平整光滑，對(duì)偶材料表面的犁溝變少變淺，主要摩擦機(jī)制從形變摩擦逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶΣ?，主要磨損機(jī)制從磨粒磨損轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp和磨粒磨損，最后轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗幽p。

圖8所示為銅基摩擦材料摩擦表面的XRD譜。由圖可知，隨(SiO2)/(ZrO2)減小，摩擦表面的Cu2O和Fe3O4逐漸增多，F(xiàn)e元素主要來自對(duì)偶材料。結(jié)合圖7和圖8可知：隨(SiO2)/(ZrO2)減小，摩擦材料的摩擦表面變得平整光滑，對(duì)偶材料摩擦表面的犁溝變少變淺，而硬質(zhì)磨粒是產(chǎn)生深犁溝的主要原因。由此推斷，隨(SiO2)/(ZrO2)減小，摩擦界面處硬質(zhì)磨粒逐漸減少，摩擦材料與對(duì)偶材料的接觸面積增大(黏著點(diǎn)增多)，黏著作用增強(qiáng)，導(dǎo)致對(duì)偶材料中的大量Fe元素轉(zhuǎn)移到摩擦材料表面，在摩擦高溫和氧氣的作用下生成的表面氧化膜(由Cu2O和Fe3O4構(gòu)成)的面積逐漸增大，因此主要摩擦機(jī)制從形變摩擦逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶΣ?，主要磨損機(jī)制從磨粒磨損轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp和磨粒磨損，最后轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗幽p。

圖9所示為摩擦材料第20次制動(dòng)時(shí)的摩擦因數(shù)曲線，曲線1、2、3、4和5對(duì)應(yīng)的摩擦界面處溫度分別為117、299、388、380和384 ℃。從圖9可見，中、高速制動(dòng)時(shí)，制動(dòng)初期摩擦因數(shù)大幅降低，降低幅度隨制動(dòng)速度增大而增大。這是因?yàn)殡S制動(dòng)速度增大，相同時(shí)間內(nèi)摩擦材料和對(duì)偶材料之間黏著點(diǎn)形成和破壞的次數(shù)增加，所以摩擦副的剪切率升高，摩擦界面處的溫度升高，這一方面導(dǎo)致材料軟化加劇，抗剪強(qiáng)度降低，另一方面導(dǎo)致摩擦表面的氧化加劇，氧化膜面積增大，使得金屬接觸面積減小。這兩方面效果協(xié)同作用，導(dǎo)致平均摩擦因數(shù)和摩擦穩(wěn)定因數(shù)隨制動(dòng)初速度增大而降低。但在相同制動(dòng)速度(6 667 r/min)下，1#、3#和5#材料摩擦界面處的溫度處于同一水平，因此摩擦因數(shù)曲線基本一致，即摩擦因數(shù)的大小和摩擦因數(shù)穩(wěn)定性都相近。

圖7 摩擦材料摩擦表面的SEM形貌和對(duì)偶材料摩擦表面金相圖

(a1), (b1), (c1), (d1), (e1) 1#, 2#, 3#, 4#and 5#friction materials respectively;(a2), (b2), (c2), (d2), (e2) Dual materials of 1#, 2#, 3#, 4#and 5#friction materials respectively

圖8 摩擦材料摩擦表面的XRD譜

圖9 單次制動(dòng)的摩擦因數(shù)曲線

2.4.2 SiO2和ZrO2的作用機(jī)制

圖10所示為摩擦試驗(yàn)后銅基摩擦材料中的SiO2和ZrO2與基體的結(jié)合界面形貌。由圖可見，SiO2顆粒與基體的界面處萌生了較大的裂紋并擴(kuò)展，而ZrO2顆粒與基體的界面結(jié)合相對(duì)較好，界面結(jié)合強(qiáng)度更高。

結(jié)合銅基摩擦材料的摩擦磨損性能以及SiO2和ZrO2自身特性，可推斷摩擦過程中SiO2和ZrO2在銅基摩擦材料中的作用機(jī)制，如圖11所示。由于SiO2顆粒和銅基體的界面結(jié)合相對(duì)較弱，在摩擦過程中易發(fā)生脫落而形成磨粒，使摩擦副的接觸面積減小，但可增強(qiáng)摩擦副的形變摩擦，在材料表面形成深犁溝，導(dǎo)致嚴(yán)重的磨粒磨損并破壞摩擦表面氧化膜的連續(xù)性，從而使摩擦因數(shù)和磨損率升高。而ZrO2和銅基體的界面結(jié)合強(qiáng)度相對(duì)較高，在摩擦過程中ZrO2顆粒不易脫落，摩擦界面處大體積硬質(zhì)磨粒較少，摩擦副的接觸面積增大，導(dǎo)致材料發(fā)生強(qiáng)烈的黏著摩擦，對(duì)偶材料的Fe元素大量轉(zhuǎn)移到摩擦材料表面，同時(shí)鑲嵌在基體中的ZrO2使材料的硬度和抗塑性變形能力提高，有利于摩擦表面氧化膜的形成，氧化膜反過來又減小金屬接觸面積，減輕黏著作用。所以添加ZrO2使銅基摩擦材料的摩擦因數(shù)和磨損率降低。

圖10 摩擦材料摩擦表面陶瓷顆粒與基體結(jié)合界面的SEM形貌

圖11 SiO2和ZrO2作用示意圖

(a) State before rubbing; (b) State after rubbing

3 結(jié)論

1) 含SiO2/ZrO2復(fù)合陶瓷組元的粉末冶金銅基摩擦材料，SiO2陶瓷組元可提高摩擦因數(shù)，但材料的磨損率增大，ZrO2陶瓷組元可降低摩擦副的磨損。

2) 隨(SiO2)/(ZrO2)從6/0減小至0/6，主要摩擦機(jī)制從形變摩擦逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶΣ?，主要磨損機(jī)制從磨粒磨損轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp和磨粒磨損，最后轉(zhuǎn)變?yōu)閯儗幽p。

3) 當(dāng)(SiO2):(ZrO2)為2/4時(shí)，高速制動(dòng)下平均摩擦因數(shù)為0.326，摩擦穩(wěn)定因數(shù)為0.71，處于較高水平，對(duì)偶材料損傷在可接受范圍內(nèi)，具有較好的摩擦磨損性能。

4) 隨制動(dòng)速度增大，摩擦界面處溫度升高，摩擦因數(shù)和摩擦穩(wěn)定因數(shù)降低。

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Effects of SiO2/ZrO2composite ceramic components on friction and wear properties of copper-based friction materials

LI Zhengzhou, LIU Rutie, LIN Xueyang, CHEN Jie, WANG Lin, XIONG Xiang, LIAO Ning

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

6%(mass fraction) SiO2/ZrO2composite ceramic components was added into powder metallurgy copper-based friction materials to study the effect of the mass fraction changes of SiO2and ZrO2on the friction and wear properties of friction materials, and analyze the friction and wear mechanism of materials. The results show that with increasing(SiO2)/(ZrO2), the density and hardness of the copper-based friction material increase. When braking at high speed, the friction coefficient and friction stability factor of friction material are small. SiO2can effectively improve the friction coefficient, and ZrO2can reduce the wear rate of the friction pair. When(SiO2)/(ZrO2) is 2/4, the average friction coefficient during high-speed braking is 0.326, the friction stability factor is 0.71, which is at a high level, and the damage of the dual material is within the acceptable range, so the material has a relatively good friction and wear performance. SiO2is easy to fall off to form abrasive particles, and the interface between ZrO2and the matrix is in a better bonding state, so as the content of SiO2decreases. The main wear mechanism changes from abrasive wear to adhesive wear and abrasive wear and finally to delamination wear.

copper-based friction material; SiO2; ZrO2; coupling effect; friction and wear

TB333

A

1673-0224(2021)02-108-09

國(guó)家國(guó)際科技合作項(xiàng)目(2015DFR50580)

2020?12?23；

2021?01?04

劉如鐵，教授，博士。電話：0731-88876566；E-mail: llrrtt@csu.edu.cn

(編輯 湯金芝)