树脂补增密前后C/C复合材料在不同制动压力下的摩擦学性能①

郭 晨，孙润军，王剑锋

(1.西安工程大学 纺织科学与工程学院，西安 710048； 2.西北工业大学 材料学院，西安 710072)

0 引言

C/C复合材料具有高比强、高比模、高断裂韧性、良好的抗热震性能及优异的高温力学性能，广泛用于航空航天等超高温结构和耐烧蚀领域[1-4]。同时，C/C复合材料具有密度低、热膨胀系数低、热导率高、良好的尺寸稳定性、优异的摩擦磨损性能等一系列特性，常用于制动摩擦材料，如现代军用、民用飞机、高速列车的刹车盘等[5-8]。

C/C复合材料的摩擦磨损性能不仅与基体炭类型、炭纤维结构、热处理温度等有关，还与制动速度、制动压力及环境气氛等密切相关。李江泓等认为C/C复合材料的摩擦系数会随刹车速度的增大而呈现出先增大后减小的趋势[9]。陈青华等认为脆性的各向同性碳形成典型的颗粒状磨屑，在碾压作用下易形成光滑的摩擦膜，使材料的磨损降低[10]。罗瑞盈等认为平行方向的炭纤维取向更易形成摩擦膜[11]。

C/C复合材料制备的关键技术就是基体炭的致密化技术，而基体炭的致密化技术主要有液相浸渍-炭化技术(如树脂补增密技术)和化学气相渗透(CVI)技术。CVI技术具有对炭纤维无损伤、C/C复合材料质量一致性好等优点，但是单纯用CVI技术很难将C/C复合材料致密化到更高的密度。要将C/C复合材料的密度提高到更高水平，树脂补增密技术无疑是一种最佳选择。但是有关树脂补增密前后C/C复合材料摩擦磨损性能的研究却鲜有报道。

本文对树脂补增密前、后的C/C复合材料(简称材料A和材料B)在不同制动压力下的摩擦磨损性能进行了研究，并通过对材料A和材料B摩擦表面和磨屑的观察，探讨了其磨损机制。

1 实验

1.1 C/C复合材料的制备

选用针刺二维炭纤维毡为预制体，在化学气相沉积(CVI)炉中以甲烷为碳源气体，于900 ℃左右沉积制备出密度为1.65 g/cm3的C/C复合材料(材料A)；然后取材料A的一部分采用糠酮树脂浸渍+常压炭化工艺、即树脂补增密后制得密度为1.79 g/cm3的C/C复合材料(材料B)。

1.2 摩擦磨损性能的测试

将材料A和B分别加工成外径φ75 mm×内径φ55 mm×厚度10 mm的成对小试样，转动惯量设置为0.45 kg·m2，转速设置为6100 r/min，在MM-1000摩擦磨损试验机上测其摩擦磨损性能。其中一个试样模拟动盘，另一个则模拟静盘，从制动开始后二者相互贴合，直到停止摩擦试验。先进行20次磨合，然后每制动20次进行一次数据测量，用精度为0.1 mg的电子分析天平称量摩擦前、后试样的质量变化，用螺旋测微计测量摩擦前、后试样的厚度变化。而后，据此计算出单位制动次数下材料的质量磨损率和线性磨损率。

1.3 微观结构观察

取材料A和材料B的小块用环氧树脂及固化剂镶样，而后对其进行粗磨、细磨、抛光，最后用LEICA DMLP型光学显微镜观察其组织结构。

在LEICA DMLP型光学显微镜下观察不同制动压力下的摩擦表面；用导电胶沾取在不同制动压力下收集到的磨屑，然后用S700型扫描电子显微镜(SEM)对其进行观察。

2 结果与分析

2.1 材料的组织结构

图1为C/C复合材料A和B的在偏光显微镜下的组织照片。根据热解炭的组织特征[12-14]，从图1(a)不难看出，树脂补增密前材料A的基体组织为典型的光滑层热解炭，其光学活性低，消光十字规则，视觉光滑。而浸渍、炭化补增密后材料B的基体组织则主要由光滑层热解炭和树脂炭组成，树脂炭主要存在C/C复合材料的孔隙中，其形状和大小取决于孔隙的形状和大小，在光学显微镜下呈现灰色，为光学各向同性，参见图1(b)。

2.2 摩擦磨损性能

图2为C/C复合材料A和B在不同制动压力下磨损性能的测试结果。

由图2可见，随着制动压力的增大(0.5 MPa→1.3 MPa)，树脂补增密前后两种材料的线性磨损率和质量磨损率均呈现出先增加、后降低(在0.9 MPa时略有降低)，而后再增加的一种趋势。同时从图2还可看出，在相同的制动压力下材料B的线性磨损率和质量磨损率均要比材料A的低。如在制动压力为0.9 MPa的条件下，材料A的线性磨损率和质量磨损率各为1.51 μm/次和9.09 mg/次，而树脂补增密后材料B的线性磨损率和质量磨损率则明显下降到了1.45 μm/次和7.55 mg/次。这主要是因为树脂炭的加入不仅提高了材料的密度、降低了孔隙率，而且将基体炭由单纯的热解炭变成了热解炭和树脂炭的混合组织，结果减少了材料的磨损。

图3为C/C复合材料A和B在不同制动压力下的摩擦曲线。由图3可见：

(1)两种材料的摩擦系数都随着制动压力的增大而略有变化，且在制动压力相同的情况下，材料A的摩擦系数明显比材料B的要高。结合图2可说明，材料的摩擦系数大，其磨损程度也越严重的事实。

(2)当制动压力由0.5 MPa增加到0.9 MPa时，两种材料的制动时间均明显缩短，即材料A的制动时间由20.3 s缩短到11.1 s，而材料B的制动时间则由12.5 s缩短到8.3 s。由此可见，虽然材料B的摩擦系数比材料A要小，但在相同制动压力下，材料B的制动时间不仅明显比材料A的要短，而且材料B磨损率也明显比材料A的要小(见图2)。

(3)由图3(a)可见，材料A的制动曲线很不稳定，在制动过程中出现了明显的“拖尾”现象，摩擦系数的剧烈变化无疑会引起制动不稳及噪音。而由图3(b)可见，树脂补增密后材料B的制动曲线则相对比较平稳，其制动曲线为理想的“马鞍”型。由此可见，就航空制动材料而言，材料B无疑为最佳选材。

2.3 材料摩擦面及磨屑分析

图4为材料A和B在不同制动压力(0.5、0.7、0.9 MPa)下制动后的摩擦表面的光学显微镜照片，其中图4(a)～(c)为材料A在制动压力为0.5、0.7、0.9 MPa时摩擦表面的显微照片，图4(d)～(f)为材料B在制动压力为0.5、0.7、0.9 MPa时摩擦表面的显微照片。

由图4(a)可见，在0.5 MPa时，材料A的摩擦表面明显存在较多的裂纹、孔洞及炭纤维被剪切、剥落后留下的沟槽，表面几乎没有形成摩擦膜，这是因为材料A的密度比较低，本身含有较大的孔隙或孔隙率，从而使得材料A单位面积上承受的应力较大，在材料表面容易形成裂纹。同时也因为C/C复合材料中垂直取向的炭纤维发生磨损时，会使炭纤维突起成悬梁臂，因其和基体变形能力不一样，在摩擦力的作用下会从根部断裂，在炭纤维和基体的界面处也容易产生裂纹[8]。

由图4(b)可见，当制动压力增加到0.7 MPa时，材料A的摩擦表面上较大的裂纹和孔洞已基本消失，并且在一定程度上形成较好的摩擦膜，这是因为随着制动压力的增大和摩擦的进行，磨屑会填充一部分孔洞和裂纹，而且一些磨屑会在压力下被碾压成膜，起到一定的润滑作用。

由图4(d)可见，在相同的制动压力(0.5 MPa)下，材料B的摩擦表面会形成比材料A(见图4(a))更为致密完整的摩擦膜，但仍然存在一些面积较小凹坑，摩擦面上有一些树脂炭、热解炭和被剥落的炭纤维，这表明树脂炭的加入有利于致密摩擦膜的形成，从而降低了材料的磨损。由图4(e)可见，随着制动压力的增大摩擦表面也出现裸露的炭纤维。

由图4(c)、(f)可见，当制动压力增加到0.9 MPa，树脂补增密前后材料A和B的表面都形成致密、光滑的摩擦膜，这也是两种材料在0.9 MPa时磨损降低的主要原因(见图2)。随着制动压力的增大，摩擦表面的接触面积增大，相互作用加剧，使磨损增大，但制动压力的增大也会促进表面形成摩擦膜而产生润滑作用，使磨损降低。当相互作用加剧引起的磨损增大占主导时，C/C复合材料的磨损升高；反之，当润滑作用引起的磨损降低占主导时，C/C复合材料的磨损降低。由图4(c)、(f)也可以观察到两种材料的摩擦表面都会出现一些平行方向的炭纤维发生磨损而产生的白色条纹。这是因为材料中的基体相对于炭纤维较容易变形，在磨损过程中先发生磨损造成炭纤维的向外突起，由于炭纤维和基体界面结合较好，并不能使炭纤维立即剥落剪切掉，只有当磨损进行到一定程度，炭纤维裸露出一定高度后，随着外加载荷的的增加和摩擦的进行才会被剪断磨损，而呈现白色条纹。

C/C复合材料的磨损是一个材料表层经破坏、碾压等过程形成润滑膜，同时这些润滑膜会在摩擦作用下破坏剥离形成磨屑，然后一部分磨屑又会在碾压作用下形成新的润滑膜，这样一个动态磨损过程[15]。

图5为树脂补增强前后C/C复合材料A和B在不同制动压力下磨屑的SEM形貌照片。其中图5(a)～(c)为材料A在制动压力为0.5、0.7、0.9 MPa时磨屑的SEM形貌照片，图5(d)～(f)为材料B在制动压力为0.5、0.7、0.9 MPa时磨屑的SEM形貌照片。

由图5(a)、(b)可见，材料A在较低压力下磨屑会由剥落的热解炭和炭纤维组成，大部分磨屑未被碾压就被抛出摩擦面，呈现出大块的颗粒状，大小很不均匀。炭纤维无明显的磨损痕迹，断裂方式为脆断。这是材料A具有较大磨损率的一个原因[16]，同时它也是材料A在较低压力下表面没有形成可观摩擦膜从而使制动曲线极不稳定的因素。由图5(c)可见，随着压力的增大磨屑变得比较细小，有极少量的片状磨屑出现，这是由于随着制动压力的增大那些较大的磨屑会被进一步碾碎、压实，有利于形成致密的摩擦膜，从而导致摩擦系数的降低(如图3(a)所示)。

由图5(d)～(f)可见，树脂补增密后材料B的磨屑呈现均匀、细小的颗粒状，由树脂炭、热解炭和炭纤维组成，随着压力的增大，颗粒会越来越细小。在制动压力达到0.9 MPa时，出现了一部分片状磨屑，如图5(f)所示。这也正体现了C/C复合材料磨损的特征，当制动副相互接触时，其真正接触的只是一些微凸体顶尖，这样接触面上会产生很高的局部应力，使接触面发生变形而产生粘着磨损，同时由于材料中的炭纤维、树脂炭、热解炭的硬度不同也会产生磨粒磨损，当压力增大后这些由热解炭、树脂炭和炭纤维组成的磨屑会在表面压力和摩擦力的作用下逐渐被挤压成膜，随着制动压力的不断增大和摩擦的进行，当载荷产生的剪切应力超过了摩擦膜的强度时，便会使摩擦膜产生微裂纹，这些细小裂纹与磨粒磨损产生的凹坑相结合后，使裂纹扩展加剧，贯穿整个摩擦膜，使摩擦膜碎裂脱落，发生剥层磨损，形成片状磨屑[17]，如图5(f)所示。

相对C/C复合材料A而言，树脂浸渍、炭化使C/C复合材料B的密度增大，树脂炭属于玻璃炭，硬度较大，在摩擦面的压力和摩擦力的综合作用下形成细小的磨屑，这些摩擦过程中产生的细小树脂炭颗粒，更容易填充不同纤维束之间的孔隙以及摩擦过程中产生的微裂纹和凹坑，结果提高了摩擦膜的完整致密程度，如图4(d)～(f)所示。这些致密、完整、连续摩擦膜的形成使材料B在摩擦过程中制动比较稳定，如图3(b)所示，同时也会起到一定的润滑作用，从而降低了材料的磨损，如图2所示。

3 结论

(1)随着制动压力的增大(0.5 MPa→1.3 MPa)，树脂补增密前、后两种材料的线性磨损和质量磨损均呈现出先增加、后降低(在0.9 MPa时略有降低)，而后再增加的一种趋势。且在相同制动压力(如0.9 MPa)下，材料B的线性磨损率(1.45 μm/次)和质量磨损率(7.55 mg/次)均比材料A的线性磨损率(1.51 μm/次)和质量磨损率(9.09 mg/次)要低。

(2)在制动压力相同的情况下，材料A的摩擦系数明显比材料B的要高。虽然材料B的摩擦系数比材料A要小，但在相同制动压力下，材料B的制动时间不仅明显比材料A的要短，而且材料B磨损率也明显比材料A的也要小。

(3)材料A的制动曲线很不稳定，在制动过程中出现了明显的“拖尾”现象，而材料B的制动曲线则相对比较平稳，其制动曲线为理想的“马鞍”型。

(4)随着制动压力的增大，材料A和材料B的摩擦膜变得致密完整。材料B的磨屑相比于材料A更加细小均匀，所以其能够形成比材料A更加致密完整的摩擦膜，这也是材料B的摩擦磨损性能比材料A要好的主要原因。