汽车刹车片用铁铜基摩擦材料的研究
陈文革 罗启文 张 剑 崔婷婷
粉末冶金技术
2012 年 6 月
摘 要: 采用粉末冶金热压技术制备铁铜基刹车片材料，进行磨损试验和扫描电镜观察。结果表明: 将粒度53 ～ 74μm 的电解 Cu 粉、Fe 粉、石墨、Ti、Ni、SiO2、Al2O3、MoS2混合均匀，于 450 ～ 550MPa 的压制压力下模压成形，在 1 000℃、2. 5 ～2. 8MPa 压力下 N2保护热压 1 ～2h，可制备出汽车刹车片用铁铜基摩擦材料。其显微组织由粘结的基体 Fe、Cu 相，耐磨的陶瓷、碳化物相和一些润滑相所构成; 所制备材料的密度为 5. 57 g/cm3，平均硬度是 227HV。影响其摩擦性能的主要因素是法向压力和转速，与钢的磨损速率为 0. 002 6 g/min，摩擦系数 0. 45; 磨损的失效机理是先期粘着磨损，随后转化为磨料磨损，但以磨料磨损为主。
关键词:刹车片; 摩擦材料; 粉末冶金; 机理
自 1897 年第一块车用刹车片问世以来，随着汽车工业的不断发展以及汽车品种的扩充，人们对于刹车片的品质提出了更高的要求［1 －3］。一方面，出于环保和人类健康的需要，对汽车刹车片原材料的选择提出了无石棉化的客观要求，即不产生有害健康的物质; 另一方面，对汽车刹车片的制造工艺和技术装备也提出了越来越严格的要求，即除了有适当的摩擦系数、高温高速和高压下保持稳定外，还要求耐磨性好、强度高、导热性好、耐腐蚀、噪声小、不产生枯结或咬死等［4 －8］。当前，车用摩擦材料的发展趋势是材料配方多元化、制取方法突破传统的熔铸法和粉末冶金法、技术路线程序化、结构设计简单化［9 －13］。本文作者针对车用刹车片摩擦材料性价比低、寿命短、性能无法兼顾的问题，选择以铁铜金属为主，添加适当的粘结剂、摩擦组元和润滑组元，采用粉末冶金热压技术来制备轿车用刹车片摩擦材料，并与现有的轿车用摩擦材料进行对比，探讨其摩擦规律，旨在为该类材料的开发提供思路和方法。
1 试验
摩擦材料的基体成分选用 30% Fe 粉和 40% Cu粉，铁基材料耐高温、承受负荷大、价格低廉; Cu 基材料摩擦系数大，导热性好，耐磨性较好，以铁铜为基体集两种材料的优点［14］。添加剂有 10% 石墨、5% Ni、6% Ti、3% SiO2、3% Al2O3、3% MoS2。Ni 和Ti 在摩擦材料中，起到强化基体的作用［15 －16］; Ti 可与石墨发生反应生成 TiC，具有高弹性模量、高硬度、高熔点的特性; 层或片状的石墨和 MoS2作为润滑组元或减磨剂，用于提高摩擦材料的抗擦伤性和耐磨性，但加入量过多会使摩擦系数和机械强度降低。SiO2和 Al2O3具有高硬度和良好的高温稳定性，是摩擦材料中常用的摩擦组元［17］。
将上述原料按照一定的配比在 300 r/min 的转速下混料 6h，在 450 ～550MPa 的压制压力下进行模压成形。将压坯置于加热炉并于保护气氛中进行加压烧结，烧结工艺为: 1 000℃、2. 5 ～2. 8MPa 压力下保温 1 ～2h，随炉冷却，N2保护。
将制备好的摩擦材料和对偶材料( 用淬火 45号钢) 在 MMW-2 型微机控制摩擦磨损试验机上，按照载荷180N、转速400r/min，载荷120N、转速400 r/min，载荷 180N、转速 300 r / min 三种条件进行试验，计算平均摩擦系数和磨损速率。试样的密度和孔隙度采用阿基米德排水法测定。采用 TUKON2100 显微维氏硬度计测得不同组织和相的硬度。使用 JSM-6700F 型扫描电子显微镜( SEM) 结合能谱分析( EDS) 对经过摩擦磨损试验后的试样上的摩擦痕迹进行表面形貌扫描。
2 结果与分析
2. 1 显微组织
图 1 为不同放大倍数下的铁铜基摩擦材料金相组织照片。图中黑色块状相为 Cu 颗粒，其形状各异，分布均匀; 颗粒周围灰色为石墨片，排列方向紊乱; 白色团状组织为 Fe 的固溶体组织，其上孔隙分布较少。从图 1( a) 中可以看到，该摩擦材料各相分布均匀，由于 Fe 在 Cu 中的溶解度较小，Fe 基本上以颗粒状态镶嵌于基体中，组织较为致密，没有特别粗大的相。基体中加入了 Ni 元素，能大量溶于Fe 的固溶体中，但含量较少，均在基体中形成均匀的α-固溶体，未能形成其它新相，因此难以从照片中看到组织的差异。另外，Ni 元素有细化晶粒的作用，使材料强度提高，硬度增加，从而影响到材料的摩擦磨损性能。高倍数放大观察其组织形貌( 如图1( b) ) ，发现 Cu 和 Fe 以及石墨的排列方向都不规则，且形状、大小各异; 这可能是因为原材料中的SiO2颗粒会使粉末压制性能变差，并改变了压制压力在压坯内部的分布使得局部区域压力方向发生变化所致。
进一步高倍数放大观察其组织形貌( 如图 1( c) ) ，可以看到: Cu 和 Fe 基本混合均匀，深灰色不规则组织为石墨，个别块状浅灰色相可能为 SiO2;SiO2颗粒与金属基体之间形成了一层过渡层，这个过渡层有利于提高材料的强度; 但有一些孔隙存在，这可能与烧结压力不足有关。文献［15］报道: 压力对烧结过程的贡献主要体现在两个方面，一方面，烧结压力能促进扩散过程; 另一方面，抑制压件的体积膨胀，有助于制备给定孔隙度的材料。由于烧结压力较低，材料在塑性变形过程中产生的晶格畸变能使得作用在材料上的压力有所降低; 同时，材料屈服极限的存在也将会消耗一部分应力，使原子的扩散系数增加缓慢，不能有效地加快烧结进程; 较低的烧结压力不能有效地抑制材料的体积膨胀，晶界处的孔隙度没有明显降低，这是材料致密化程度不是很高的主要原因。
图 2 是 Audi 轿车用摩擦材料的显微组织，可见: 该摩擦材料由黑色的石墨或孔隙、灰色的 Fe、Cu基体和白色条棒状 Al2O3、SiO2等耐磨相组成。耐磨相无规则分布在基体和润滑组元石墨上，基体与润滑组元分布较为均匀; 由于该摩擦材料采用粉末冶金固相烧结方法烧结而成，所以在组织上分布有黑色的小孔。
比较图 1 和图 2: 所制备的摩擦材料耐磨陶瓷相在金相照片中没有明显的显示，可能是由于添加量较少，但通过 EDS 能谱分析发现有 Al 元素存在;还有 Ti 可以与石墨反应生成 TiC，在金相照片中没有突出的形貌，原因可能是其弥散分布不易分辨，也可能是 Ti 与 C 局部溶合效果不理想造成的。
2. 2 性能测试结果与分析
表 1 是铁铜基摩擦材料的实测密度、理论密度、相对密度、孔隙度和显微硬度。可以看到，按照本试验的配方和工艺制得的试样在致密度和硬度方面较传统 刹 车 片 材 料 好 ( 商用刹车材料的硬度是188HV，密度是 2. 53g / cm3) 。影响粉末冶金摩擦材料性能的主要工艺参数是烧结温度和压力［11］。在基体选定之后，摩擦组元及材料本身的密度对性能有极其重要的影响［13］。如果材料的孔隙度太大、密度太低，材料的强度降低，颗粒结合减弱，结果制动材料磨损加大。研究表明［14］，烧结时在外加压力状态下，材料的致密化会好得多; 随烧结压力增加，材料的孔隙度下降，硬度增大，磨损也降低。但是压力过高，则对烧结设备的要求过于苛刻，会增加生产成本。适当提高烧结温度可降低烧结压力，也同样能达到提高密度的目的。由显微硬度值可以发现，在铁铜基摩擦材料的不同位置，其硬度值相差很大，这可能是由于该摩擦材料软硬相分布不均所致，因此不能用类似洛氏硬度和布氏硬度这样的宏观硬度检测其硬度指标，所以采用了显微硬度法。通过这一点也可以知道，该摩擦材料中包含很多相，每种相的硬度不同，例如 Cu 的硬度很低，但 Fe、Ni、SiO2等强化相的硬度很高，加入到基体中可以相助提高整体的硬度指标，同时也正是这种软硬相兼备的特点使得摩擦材料在摩擦磨损的过程中显示出更好的耐磨性。
2. 3 摩擦磨损试验及结果
图 3 为铁铜基摩擦材料累积磨损量与时间的关系曲线。从图中可以发现，该摩擦材料的磨损过程没有传统材料磨损的磨合、稳定磨损和剧烈磨损三个阶段。从试验开始到 90min 这个过程，磨损速率为 0. 004 1g/min，45 号钢 － 铁铜基摩擦副由于机加工造成的表面粗糙度使开始时的接触面积较小，摩擦表面微凸体互相嵌入，需发生较大的变形才能克服静摩擦力，此时磨损量很大，在摩擦磨损试验机的屏幕上输出的摩擦系数曲线的波动也很大; 一段时间后，随着软表面发生塑性流动，真实接触面积逐渐增大，最终达到平衡尺寸，使磨损速率减缓，随摩擦时间增加，在铁铜基摩擦材料表面形成了较厚、较完整的磨屑膜，导致摩擦力降低，磨损量趋于稳定，磨损速率为 0. 002 6 g/min; 在磨损试验 350min 以后，摩擦材料的磨损量较之前一段时间有一定的增加，这是因为试样长时间工作，摩擦副表面之间的间隙增大，机件表面质量下降，引起剧烈震动，磨损大幅增加，同时伴有震动和噪声，温升增加，最终导致零件失效，对应的磨损速率 0. 006 7 g/min。可见，三个阶段的磨损速率相差不大，在误差范围之内。图 4 是铁铜基摩擦材料在相同转速、不同压力下试验时间与摩擦系数的关系曲线。从图中可见，随着时间的延长，材料的摩擦系数逐渐增大并趋于稳定; 但在不同的载荷下，摩擦系数随时间的变化趋势有所不同。转速 400r/min 的条件下，法向压力为180N 时的摩擦系数率先在 20 min 时趋于平缓，最终稳定在0. 41 左右; 而法向压力为120N 时的摩擦系数则在40min 时基本达到稳定，摩擦系数为 0. 50 左右。
从图4 中还可以看出，法向压力为 180N 时的摩擦系数较低，法向压力为 120N 的摩擦系数较高。这可能是因为: 更大的载荷，使材料中的石墨相更快地暴露到表面，而石墨对材料起到自润滑的作用，能更快地在表面形成光滑的摩擦膜，使摩擦系数反而降低。
图 5 为不同转速下铁铜基摩擦材料的摩擦系数随时间的变化曲线，从图中可以看出: 随着时间的延长，材料的摩擦系数逐渐增大并趋于稳定; 但在不同的转速下，摩擦系数随时间的变化趋势有所不同。法向压力 180N 的条件下，转速为 300r/min 和转速为400r/min 时的摩擦系数都是在试验开始后 20min时趋于平稳，摩擦系数分别为 0. 48 和 0. 40 左右。
滑动速度影响材料摩擦的主要因素是改变摩擦表面的性质，如接触面的温度，以及摩擦过程中表面的相互作用和破坏条件，从而使摩擦系数发生变化。转速大必然使氧化层遭到破坏，甚至部分脱落，摩擦副直接接触，使摩擦系数降低。
图 6 是铁铜基摩擦材料在相同转速、不同压力下试验时间与磨损率的关系曲线，从图中可以看出:在转速为 400r/min 的条件下，法向压力为 120N 时摩擦材料的磨损率明显高于法向压力为 180N 时摩擦材料的磨损率; 法向压力为 180N 时磨损率的变化程度比法向压力为 120N 时的要趋于平缓。低载荷反而引起更大的磨损率，这是因为: 高载荷引起摩擦面温度升高，加剧了氧化膜的形成，从而阻碍了摩擦副直接接触，降低了磨损量。
图 7 表示不同转速下，摩擦材料磨损率随时间变化的关系。在法向压力为 180N 的条件下，无论转速是 400r/min 还是 300r/min，在摩擦试验过程中所造成的磨损量改变都不大，而且两种转速所引起的磨损率相差也很小，分别为4. 9 ×10－ 5mm3/ ( Nm)和4. 1 ×10－ 5mm3/ ( Nm) ，这说明转速对于磨损率并没有太大的影响，该摩擦材料适用的转速范围很大。
2. 4 磨损机制分析
为了进一步研究 Fe-Cu 基摩擦材料的摩擦磨损机理，对摩擦后的试样表面做了扫描电镜观察分析。图 8 ( a) 是 45 号钢 － Fe-Cu 基摩擦副摩擦磨损试验后，摩擦材料表面的形貌。从照片上可以清晰地看到，在左下角和右上角有两道倾斜的分界线，它们中间的部分即为摩擦磨损试验造成的磨痕。试样表面经过摩擦呈现出不均匀的凹凸不平的样貌，个别部位的凸起和凹陷非常严重，或者存在一定的孔隙，但大部分区域为平滑表面; 同时，试验过程中还伴有时大时小的鸣响。这些现象可能是因为: 试样中各个部位存在不同的硬相和软相，例如 Fe、SiO2和 Al2O3等，尽管都可以作为摩擦组元加入到材料中用以调整摩擦系数，起着摩擦、抗磨和抗粘结的作用，但二者由于本身性质、与基体的结合状态以及在摩擦层中所起的作用不同等因素，对材料的摩擦磨损性能的影响也不尽相同。同时也应注意到，磨损表面有较明显的划痕和犁沟，试样表面粒子发生塑性变形，且有一定程度的脱落，摩擦表面成膜能力低，形成不连续的氧化膜，摩擦系数和磨损率均较大，说明本试验中的铁铜基摩擦材料磨损机理以磨料磨损为主。
磨料颗粒作用在材料表面，颗粒上所承受的载荷分为切向分力和法向分力，在法向分力作用下磨料刺入材料表面，在切向分力作用下磨料沿平面向前滑动，带有锐利棱角的磨料对材料表面进行切削，材料像被车刀车削一样从磨料前方被去除而形成切屑，并在磨料表面留下明显痕迹。
进一步对磨痕表面进行 SEM 检测，如图 8( b) ，是放大 200 倍下磨痕的表面形貌。可以更清晰地看到程度不同且分布不均匀的凹陷和凸起，平滑组织以不规则的形状分散分布。针对图 8( b) 中 A、B、C三处位置分别做了高倍扫描电镜观察以及 EDS 能谱分析，如图 9、图 10 所示。
图 9( a) 是铁铜基摩擦材料摩擦表面 A 位置的表面形貌，这是一种典型的“剥落坑”的形貌; 它是材料中的硬化相，如 SiO2、Al2O3、碳化物等在摩擦过程中与基体脱离后留下的痕迹; 对其进行了 EDS 能谱分析，如图 9( c) 所示，发现有碳、Fe 和 Al，进一步证明确实是这些硬化相。由于材料采用的是粉末冶金固相烧结，而且所用原材料均为粒度分布较宽的粉末颗粒，烧结后颗粒之间多为冶金结合，但也有部分机械结合，致使其结合强度差，在随后的摩擦过程中，出现大小不一的剥落坑，如图 9( b) ，是铁铜基摩擦材料摩擦表面 B 位置的形貌，这个剥落坑较 A 位置的要小一些，在其周围还可以看到很多白色的颗粒状组织，推断其可能是 Al2O3呈现出的陶瓷相。
判断这两个位置可能发生了粘着磨损，即在摩擦过程中基体中的一些软相发生了粘合，在摩擦时被拉拽下来，造成脱落坑; 当摩擦副之间缺乏润滑油，形成摩擦表面无氧化膜，单位法向载荷很大时，都易发生粘着磨损。对于摩擦材料这种脆性材料，当磨粒压入和划擦材料表面时，压痕处的材料产生变形，而塑性变形也可能使得接触面粘着剥离，剥离也是材料磨损的一个原因，即该部位同时也发生了磨料磨损。如果是硬而脆的相遇到磨料磨损，由于磨料不易刺入材料使材料发生塑性变形，是不易被切削的，材料表面因受到磨料的压入而形成裂纹，就会以脆性断裂、微观剥落的机制发生迁移。为了探究该位置的摩擦机理和上述推断，对其进行了 EDS 能谱分析，如图 9( d) 所示。图中显示出很高的碳含量并存在大量的氧以及少量的 Si 和 Al。这可能是因为: Cu的硬度很低，但粘着能力很好; 而 SiO2等颗粒较脆，
在表面微凸体的冲击和摩擦压力作用下容易破碎成小颗粒而脱落成磨屑; 磨屑在摩擦表面粘着，当摩擦副两表面相对滑动时，粘着点发生了剪切断裂，使材料磨损增大，这也间接证明了该摩擦材料的磨损既有磨粒磨损也有黏着磨损。而高含碳量体现出了石墨的润滑作用，可以防止磨损量过大。此外，氧的含量明显多于 Si 和 Al，说明不只是原料中 SiO2和Al2O3提供了氧元素，而且试验过程中其它组元元素也可能生成了氧化物，在表面形成氧化膜; 氧化膜的存在对摩擦材料是有利的，能起到一定的减磨作用，隔离了摩擦材料与对偶材料之间的直接接触，使磨损量减小，从而提高了耐磨性。
图 10( a) 为铁铜基摩擦材料摩擦表面 C 位置高倍 SEM 下的表面形貌，其上有一些磨痕，该位置和D 位置都属于“完好”的摩擦面，在 EDS 能谱分析图上，显示该部位含有组元元素 Ni、Ti、Cu 等。Ni 能够细化晶粒，产生固溶强化和细晶强化，强化效果较明显，使得材料硬度大大增加，从而改善材料的耐磨性。Ti 和 C 生成 TiC，使材料的硬度提高，从而使材料的摩擦表面不易变形，使摩擦副在摩擦过程中产生的磨屑数量减少。Cu 的熔点较低，在 1 000℃ 的烧结温度下可能出现由于烧结炉控温不好而造成少量 Cu 熔化成液相的现象，增加了各相的粘结强度，使该铁铜基摩擦材料整体的强度都有所提升。
在所制备铁铜基摩擦材料摩擦磨损试验过程中，是粘着磨损和磨料磨损相伴进行的; 也就是说在摩擦开始时，两个接触面因摩擦发热导致熔点低的材料如 Cu 软化，使得颗粒间的粘结强度降低，一些颗粒脱落，成为磨粒; 磨粒在摩擦表面粘着，在摩擦副的相对运动中粘结点断裂，发生粘着磨损; 同时磨粒在法向载荷的作用下刺入材料表面，在切向分力作用下磨料沿平面向前滑动，在摩擦过程中在铁铜基摩擦材料表面产生磨沟等材料脱落现象，发生磨料磨损。由于外加压力较大，加剧了材料的磨损，所以磨料磨损起主导作用。
3 结论
1) 采用粉末冶金技术可制备汽车刹车片用铁铜基摩擦材料，具体工艺是: 将粒度 53 ～ 74μm 的40% 电解 Cu 粉、30% Fe 粉、10% 石墨、6% Ti、5%Ni、3% SiO2、3% Al2O3、3% MoS2等组元混合，于450 ～ 550MPa 的压制压力下模压成形; 在 1 000℃ 、2. 5 ～ 2. 8MPa 压力下热压 1 ～ 2h，随炉冷却，N2保护。
2) 所制备铁铜基摩擦材料的显微组织是黑色不规则块状的 Cu 颗粒相，颗粒周围为石墨，浅灰色块状 SiO2、Al2O3; 白色团状组织为 Fe 的固溶体组织，其上分布较少孔隙。铁铜基摩擦材料的密度为5. 57 g / cm3，平均硬度为 227HV，较传统的材料性能优越。
3) 所制备铁铜基摩擦材料的耐磨性较好。与淬火 45 号钢对磨，基本没有跑合、稳定磨损和剧烈磨损三个阶段，平均磨损速率为 0. 004 4 g/min; 摩擦系数 0. 45。影响因素有法向压力和转速。磨损的失效机理是先期粘着磨损，随后转化为磨料磨损，但以磨料磨损为主。
参考文献略
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