碳纤维表面协同改性对纸基摩擦材料力学和摩擦学性能的影响

摘要

本研究分别采用多巴胺-端环氧基硅油与硝酸-端环氧基硅油体系改性碳纤维，对比了纤维表面形貌和化学官能团的变化，探究了化学协同改性机理。进一步表征了纸基摩擦材料的表面形貌、粗糙度及孔隙结构，研究了协同改性对纸基摩擦材料力学和摩擦学性能的影响规律。结果表明，硝酸-端环氧基硅油改性体系更有利于提升纸基摩擦材料力学强度和耐磨性，改性后纸基摩擦材料的拉伸强度和层间剪切强度分别较改性前提高了25.8%和23.6%，磨损率降至0.620×10^-8 cm³/J；相比于多巴胺预处理，硝酸刻蚀过程不仅可以增加后续端环氧基硅油接枝改性的活性位点，同时提高了碳纤维与树脂间的化学交联密度。

关键词

碳纤维; 纸基摩擦材料; 协同改性; 力学性能; 摩擦学性能

近年来，由于具有摩擦系数稳定、生产成本低、工作寿命长和振动噪音低等优点，纸基摩擦材料逐渐发展成为一类重要的绿色环保式摩擦材料，并广泛地应用于工程机械和各类车辆及船舶的离合器与制动器中^[1-2]。纸基摩擦材料主要由增强纤维、填料和黏结剂等组分构成，基于抄纸工艺，将各组分于水相中均匀分散脱水成形，再通过树脂浸渍和热压固化等工序制备而成^[3-4]。由于具有低密度、高强度、高耐磨、耐高温和抗疲劳等优异性能，碳纤维作为增强材料被广泛应用于制备高性能纸基摩擦材料^[5-6]。Fei等人^[7]研究了不同长度碳纤维对纸基摩擦材料性能的影响。实验结果发现，随着纤维长度降低，复合材料的耐磨性能不断提升。然而碳纤维的乱层石墨结构、表面光滑和化学惰性强等缺陷导致碳纤维难以与基体之间形成有效界面结合，造成制备的纸基摩擦材料在实际工况中常发生纤维剥离、基体断裂和脱粘，甚至引发材料失效等问题，限制了碳纤维增强纸基摩擦材料的进一步发展。如何高效地对碳纤维表面进行接枝改性，提高其表面活性，增强碳纤维与树脂之间界面结合性能和系统提升复合材料力学及摩擦学性能，成为亟待解决的关键问题。

化学协同改性是一种高效实现纸基摩擦材料界面增强的方式。胡文静等人^[2]采用高温空气氧化法对碳纤维进行表面处理以增强材料界面结合力，实验结果表明，相比于未改性样品，改性样品的纸张层间结合强度提高了21%。Ma等人^[8]研究发现，在碳纤维表面接枝环六亚甲基四胺，纤维表面惰性明显改善，改性样品的界面剪切强度提高了约81%。Fang等人^[9]将Meldrum酸引入碳纤维表面，改性后的碳纤维表面含氧基团含量上升，活性大幅增加，改性复合材料的层间剪切强度提高了约74%。然而以上实验均为采用单组分改性碳纤维，探究其对复合材料的层间性能影响，未系统地研究双组分协同改性对纸基摩擦材料的热稳定性、力学性能和摩擦学性能的影响。

本研究分别采用多巴胺-端环氧基硅油与硝酸-端环氧基硅油体系对碳纤维进行化学改性处理，通过协同改性，在体系中引入柔性高分子聚合物（端环氧基硅油），在树脂与纤维之间发挥了“桥梁”作用，形成纤维-树脂-填料宽带状的黏结结构，提高纤维表面粗糙度和化学活性，增强了改性纤维与树脂基体之间的机械啮合。同时，引入表面活性官能团包括环氧基和羟基，促进纤维和树脂基体之间形成有效的化学键合，从而增强纤维与树脂界面结合强度，达到改善纸基摩擦材料力学和摩擦学性能的目的。采用扫描电子显微镜（SEM）、真实色共聚焦显微镜和压汞仪对改性前后摩擦材料的微观形貌、表面粗糙度和孔隙结构进行表征。采用万能试验机和摩擦试验机对材料的力学性能和摩擦学性能进行表征，并深入探究协同改性对纸基摩擦材料性能的影响机理。

1 实验

1.1　原料

增强纤维包括漂白硫酸盐针叶木浆板（购自俄罗斯依利姆集团），短切聚丙烯腈基碳纤维（以下简称碳纤维，购自吉林吉研高科技纤维有限责任公司），芳纶浆粕（购自美国杜邦公司）。黏结剂为聚酰亚胺树脂。填料包括矿物粉、铬铁矿粉、萤石粉、氧化铝、硫酸钡和石墨。化学试剂包括无水乙醇、浓硝酸、正硅酸乙酯、氨水、二甲基甲酰胺、三苯基膦、端环氧基硅油和三羟甲基氨基甲烷（Tris）缓冲液，以上试剂均为分析纯。

1.2　仪器

VEGA3型扫描电子显微镜（SEM），捷克Tescan公司；OPTELICS C130型真实色共聚焦显微镜，日本LASERTEC公司；AutoPore IV 9500型压汞仪，美国Micromeritics公司；VERTE70型傅里叶变换红外光谱仪（FT-IR），美国Bruker公司；LFA427型激光热导仪，德国耐驰公司；SDTA851型热重分析仪（TGA），瑞士METTLER-TOLEDO公司；CMT5304-30 KN型电子万能试验机，深圳SANS试验机有限公司；QM1000-II型摩擦试验机，西安顺通机电有限公司。

1.3　实验方法

1.3.1　改性碳纤维制备

将碳纤维加入到盛有200 mL丙酮的索氏提取器中，在60 ℃下回流48 h。回流结束后，再用去离子水将其清洗干净，置于烘箱中在90 ℃下干燥12 h，得到干净的改性碳纤维。

1.3.1.1　多巴胺-端环氧基硅油协同改性碳纤维

本研究中采用多巴胺纳米薄膜包覆碳纤维。使用Tris、浓盐酸配制pH值=8.5的缓冲液，向缓冲液中加入盐酸多巴胺，搅拌使其发生自聚合反应，再放入10 g改性碳纤维，室温下搅拌24 h，得到的碳纤维用去离子水进行过滤洗涤，在60 ℃下真空干燥12 h，命名为多巴胺-碳纤维；再将多巴胺-碳纤维放入烧杯中，加入10 mL端环氧基硅油、70 mL无水乙醇和20 mL去离子水，常温下搅拌30 min，再在90 ℃水浴环境中加热1.5 h，制得多巴胺-端环氧基硅油协同改性碳纤维，记为改性碳纤维-1，具体制备流程如图1(a)所示。

图1  协同改性过程示意图

Fig. 1  Schematic diagram of synergistic modification

1.3.1.2　硝酸-端环氧基硅油协同改性碳纤维

采用65%浓硝酸对改性碳纤维进行预处理，80 ℃水浴环境中处理90 min后，用去离子水进行过滤洗涤，在60 ℃条件下真空干燥12 h，命名为硝酸-碳纤维；再将硝酸改性碳纤维放入烧杯中，加入10 mL端环氧基硅油、70 mL二甲基甲酰胺和20 mL去离子水。此外，再向烧杯中加入0.5 g的三苯基膦作为反应的催化剂，常温下搅拌30 min，再在120 ℃油浴环境中加热1.5 h，制得硝酸-端环氧基硅油协同改性碳纤维，记为改性碳纤维-2，具体制备流程如图1（b）所示。

1.3.2　改性纸基摩擦材料制备

按质量比称取原料，各组分配比如下：碳纤维15%、芳纶纤维15%、针叶木纤维15%、填料25%、黏结剂30%。将纤维、摩擦性能调节剂和填料与一定比例的水充分混合。再将混合物倒入纤维标准疏解机中，以2000 r/min的速度搅拌15 min，形成均匀分散的浆液。将浆液倒入纸页成型器中，依次加入聚丙烯酰胺分散剂与吐温-80絮凝剂搅拌后抽滤，获得直径200 mm的预制体。将预制体在70 ℃下干燥60 min后，浸入聚酰亚胺树脂溶液中，在一定温度下使溶剂完全挥发；置于平板硫化机上，在230 ℃的温度和5.0 MPa的压力下热压30 min，获得未改性纸基摩擦材料，记为S1。通过相同的实验手段，采用多巴胺-端环氧基硅油协同改性碳纤维制备改性纸基摩擦材料，记为S2；采用硝酸-端环氧基硅油协同改性碳纤维制备改性纸基摩擦材料，记为S3。

1.3.3　微观形貌和表面粗糙度表征

采用SEM观察样品及其磨损表面，加速电压为20 kV。对材料进行喷金处理后，采用二次电子模式观察材料微观形貌。利用真实色共聚焦显微镜测量材料的三维表面轮廓，采用算术平均高度（S_a）和均方根高度（S_q）表征纸基摩擦材料的表面粗糙度。

1.3.4　孔隙结构和化学结构分析

基于压汞法测量样品的孔隙结构参数，试样的平均孔径、孔隙率和密度通过压汞仪测量。采用傅里叶变换红外光谱仪分析材料的化学结构。

1.3.5　热学性能表征

材料的热导率测试在100 ℃下进行，样品尺寸10 mm×10 mm×0.65 mm。每个试样测量3次并取平均值。使用热重分析仪（TGA）在空气气氛中获得样品的热稳定性相关数据，加热速率10 ℃/min，温度范围20~800 ℃。

1.3.6　力学性能测试

纸基摩擦材料的机械性能测试主要包括拉伸性能和层间剪切性能。试样的拉伸实验和层间剪切实验按照GB/T 1447—2005在电子万能试验机上进行，拉伸试样和层间剪切试样的尺寸分别为50 mm×5 mm×0.65 mm 和15 mm×15 mm×0.65 mm，重复测量3次，取平均值。

1.3.7　摩擦磨损性能测试

在摩擦磨损性能测试前，按照GB/T 37208—2018的要求，将试样浸泡在N32机油中12 h，在摩擦试验机上进行油润滑条件下的摩擦磨损实验。试验机主轴惯量为0.1 kg·m²，样品在制动压力0.5 MPa和主轴转速2000 r/min下进行150个循环制动的磨合。在每个制动参数条件下重复3次，取平均值作为试样的动摩擦系数。将磨合后的纸基摩擦材料在主轴转速2000 r/min，制动压力1.0 MPa的条件下连续制动200次。使用千分尺测量磨损前后样品的厚度变化，根据式(1)计算磨损率。

$$V=\frac{A·∆h}{\mathrm{0.5}n·I_{\mathrm{0}}·{\omega }^{\mathrm{2}}}$$

（1）

式中，V表示磨损率，cm³/J；A表示试样的表观接触面积，cm²；Δh表示试样磨损前后的厚度差，cm；n表示制动循环次数；I₀表示试验机总惯量，kg·m²；ω表示主轴角速度，rad/s。

此外，使用变异系数表征每个样品在连续制动循环下的动摩擦系数稳定性。变异系数计算如（2）所示。

$$C.V=\frac{\sigma }{{\mu }_{\mathrm{c}\mathrm{p}}}\times \mathrm{100}\%$$

（2）

式中，C.V表示变异系数；σ表示连续制动循环所得摩擦系数的标准差；μ_cp表示连续制动循环所得摩擦系数的平均值。

2 结果与讨论

2.1　改性纤维表面形貌、化学结构和改性机理

图2（a）~图2（c）为改性碳纤维-1的SEM图和能谱分析。从图2（a）可以观察到，经多巴胺改性的碳纤维表面粗糙不平，并且包覆了一层薄膜状的物质。从图2（b）可以观察到，经多巴胺-端环氧基硅油协同改性的改性碳纤维-1表面粗糙，且带有一层油状薄膜。其能谱扫描结果如图2（c）所示。从图2（c）可以观察到，改性碳纤维-1表面明显存在硅元素，说明端环氧基硅油成功地接枝到了碳纤维表面，在改善碳纤维表面活性的基础上，最大程度地保持了其结构完整性，进而确保碳纤维的力学性能不会降低，从而充分发挥碳纤维在复合材料中优异的增强性能。

图2  碳纤维表面形貌和化学结构

Fig. 2  Surface morphology and chemical structure of carbon fibers

图2（d）~图2（f）为改性碳纤维-2的SEM图和能谱分析。由图2（d）可知，材料经硝酸氧化刻蚀改性，沿碳纤维轴向方向存在不同深度和宽度的凹槽，这有助于树脂渗入碳纤维表面的凹槽与缺陷，增强纤维与基体的机械啮合，提高纤维/树脂界面结合性能^[10]。经过硝酸改性处理，碳纤维的表面粗糙度增加。从图2（e）中可以看出，经硝酸氧化刻蚀改性，改性碳纤维-2表面带有一层油状薄膜。同时，在图2（f）中也观察到，改性碳纤维-2表面也检测到硅元素。这表明端环氧基硅油成功地接枝到碳纤维表面，成功实现碳纤维表面接枝活化的目的，对提高碳纤维/树脂基体界面结合强度具有显著增强作用。

图2（g）~图2（h）为碳纤维、改性碳纤维-1、改性碳纤维-2和端环氧基硅油的红外光谱图。由图2（g）可知，相比于碳纤维，多巴胺-碳纤维在3498、3389、1631和1600 cm^-1处存在明显的吸收峰，分别对应于—OH、N—H、C—N键和多巴胺邻苯二酚官能团中C$\stackrel{}{̿}$C键的特征吸收峰^[11-12]，进一步表明碳纤维表面已经成功地包覆了多巴胺纳米薄膜。此外，端环氧基硅油的红外光谱测试结果显示：1261 cm^-1处为环氧基的特征吸收峰和1021 cm^-1处为Si—O特征吸收峰^[13]。由改性碳纤维-1的红外光谱可知，1081 cm^-1处存在仲醇基的C—O伸缩振动特征吸收峰，这表明多巴胺-碳纤维上的氨基与环氧基成功发生了反应，并生成了仲醇基。从图2（h）中可知，硝酸-碳纤维上存在2个特征峰在2830 cm^-1和1710 cm^-1处，分别为羧基O—H和C$\stackrel{}{̿}$O键的吸收峰。这表明碳纤维经过浓硝酸的氧化刻蚀，碳纤维表面的碳六元环已经被氧化为羧基。由改性碳纤维-2的红外光谱可知：1081 cm^-1处存在仲醇基的C—O伸缩振动特征吸收峰，这说明经过浓硝酸氧化刻蚀碳纤维上的羧基与环氧基成功地发生了化学反应。

图3为多巴胺-端环氧基硅油协同改性和硝酸-端环氧基硅油协同改性化学机理。图3（a）-①显示了多巴胺的自聚合反应机理示意图。多巴胺具有类似于贻贝黏附蛋白的性能，可以在碳纤维表面迅速形成一种超强黏性的多巴胺薄膜^[14]。图3（a）-②显示了包覆在碳纤维表面多巴胺的仲氨基与端环氧基硅油上的环氧基反应。仲氨基上的活泼氢会诱导端环氧基硅油的环氧基开环，生成类酯接枝大分子共聚物。图3（a）-③为碳纤维接枝端环氧基硅油，另一端环氧基与聚酰亚胺树脂的反应。

图3  协同改性机理

Fig. 3  Mechanism of synergistic modification

环氧基与聚酰亚胺树脂上的仲酰胺和羧基都可以进行反应，由于位阻效应，所以环氧基优先与羧基进行反应。羧基失去1个氢原子与环氧基硅油以酯键相连，环氧基得到1个氢原子发生开环变成仲醇基，从而聚酰亚胺树脂与端环氧基硅油发生交联，提高基体树脂的交联程度。

硝酸刻蚀后，碳纤维的碳六元环结构部分被氧化成碳氧键。由于C—OH和H—C$\stackrel{}{̿}$O均具有还原性，无法在浓硝酸的酸性强氧化性环境下存在，它们被进一步氧化，最终变成羧基，如图3（b）所示。图3（b）-②为碳纤维被浓硝酸氧化刻蚀后表面带有的羧基与端环氧基硅油环氧基发生的反应。羧基失去1个氢原子与端环氧基硅油以酯键相连，环氧基得到1个氢原子发生开环反应变成仲醇基。该反应发生的条件比较苛刻，一般在200 ℃以上才会发生，故采用三苯基膦作为反应催化剂，以降低反应所需要的活化能，使该化学反应在120 ℃就可以进行。图3（b）-③是碳纤维接枝了端环氧基硅油和另一端环氧基与聚酰亚胺树脂的反应。

2.2　纸基摩擦材料表面形貌和粗糙度

不同纸基摩擦材料的表面微观形貌和粗糙度如图4所示。由图4（a）可知，S1有大量裸露的碳纤维，树脂未能均匀包覆和黏结材料各组分。由于较弱的界面结合和松散结构会加速缺陷和裂纹的扩展，S1容易出现界面失效和严重损伤。与S1相比，纸基摩擦材料S2和S3的表面由树脂均匀覆盖，未观察到裸露的碳纤维。材料体系中通过引入了柔性的高分子聚合物（端环氧基硅油），其在树脂与纤维之间充当了“桥梁”的作用，两端通过化学键结合将纤维和树脂紧密地连接在一起。从表面粗糙度图可以明显观察到，S1、S2和S3的表面粗糙度（S_a）值分别达24.56、25.60和21.15 μm。S2的表面粗糙度比S1大，可能归因于在碳纤维表面包覆了多巴胺纳米薄膜，提高了碳纤维的表面粗糙度。S3的表面粗糙度最低，这是由于材料表面突起的碳纤维减少，使得样品粗糙度显著减小，且纸基材料内部的纤维和树脂之间无多巴胺过渡层，纤维与树脂通过端环氧基硅油直接相连。纤维和树脂结合更加紧密，纸基摩擦材料表面更加光滑。

图4  纸基摩擦材料表面微观形貌和表面粗糙度

Fig. 4  SEM images and surface roughness of paper-based friction materials

2.3　协同改性对纸基摩擦材料孔隙结构的影响

图5（a）显示了不同摩擦材料的孔隙率和骨架密度。从图5（a）中可以看出，孔隙率从S1的73.0%下降到S3的67.5%，骨架密度呈现上升趋势。图5（b）为不同纸基摩擦材料的进汞量-压力曲线。从图5（b）中可以看出，S1单位质量下的进汞量逐渐增加到最大，表明此样品的总孔隙体积最大。在0.04~0.08 MPa的压力范围内，压汞曲线的斜率逐渐增大，这充分说明了S1的压汞效率逐渐提高，材料中孔隙数量和孔的连通性逐渐增大。协同改性后复合材料的孔隙率降低和骨架密度的增加，主要归因于经过改性处理的碳纤维表面粗糙度提高，有利于增强其与树脂基体的机械啮合，从而提升纤维与基体的界面结合力，最终形成结构紧实的纸基摩擦材料。同时，未固化的聚酰亚胺分子结构中带有的活泼氢会进攻环氧基，使其发生开环反应，生成类酯接枝大分子共聚物。生成的共聚物结构越复杂，交联程度越高，从而可以进一步改善基体的固化程度。S3中的纤维与树脂基体之间通过端环氧基硅油直接相连，因而对材料基体的固化程度提升幅度最大。

图5  纸基摩擦材料的孔径表征

Fig. 5  Pore structure characterization of paper-based friction materials

2.4　协同改性对纸基摩擦材料热学性能的影响

在制动过程中会产生大量摩擦热，过多的热量堆积在材料内部会造成纸基摩擦材料结构损伤和性能失效。为了探究改性前后纸基摩擦材料热学性能的情况，对其进行了热稳定性和热导率分析。图6（a）和图6（b）分别为不同摩擦材料的TG和DTG曲线。由图6（a）可知，S1、S2和S3的TG_10%温度分别达348.6、362.0和370.9 ℃。在这个温度范围内，主要是纤维素纤维和树脂基体的分解，产生结晶水和二氧化碳等小分子^[15]。S2和S3开始分解的温度相较于S1均存在滞后，这是因为未固化的聚酰亚胺分子结构中带有的活泼氢与环氧基反应，使环氧基开环，生成了结构复杂的类酯接枝大分子共聚物，与聚酰亚胺树脂基体进行交联，提高了基体的耐热性能，可有效降低摩擦材料在工作温度范围内因热分解而产生的磨损^[16-17]。由图6（b）可知，DTG曲线主要有3个热分解阶段，分别位于350、450和550 ℃附近。在第一和第二分解阶段，S2和S3相较于S1降解速率峰值提前，可能是由于有机物如多巴胺和未反应端环氧基硅油的分解。第三阶段则主要为芳纶纤维的分解。

图6  纸基摩擦材料的热性能分析

Fig. 6  Thermal properties analysis of paper-based friction materials

导热系数常用来表征物体与外界进行热交换的能力，在相同的温度梯度下，导热系数越高的材料，可以迅速降低材料各处的温差，从而防止因局部过热造成摩擦系数剧烈下降。图6（c）显示了不同纸基摩擦材料的热导率。由图6（c）可知，相比于S1，S2和S3的导热系数分别提升了8.91%和11.39%。摩擦材料的导热性能主要受材料组分和材料的结构影响。通常复合材料内部传热会朝着传递阻力较小的方向进行。一方面，材料孔隙率降低，内部孔隙厚度增加，复合材料导热能力显著提升；另一方面，基体复杂的交联程度形成了丰富的导热网络，热量传输的通道增加^[18-19]，达到改善材料导热系数的目的。

2.5　协同改性对纸基摩擦材料力学性能的影响

图7（a）显示了不同纸基摩擦材料的拉伸和层间剪切强度。由图7（a）可知，S1、S2和S3的拉伸强度分别为22.2、25.5和27.9 MPa，剪切强度分别可达2.59、3.03和3.20 MPa。相比于S1，S2和S3的拉伸强度和剪切强度均增大，其中S3的提升幅度最大，拉伸强度提高了25.8%，剪切强度提高了23.6%。这主要归因于两点：一方面，接枝到碳纤维表面的环氧基团与聚酰亚胺基体发生化学反应，在界面处形成有效的化学键合，有利于应力从树脂基体转移到碳纤维增强体上，减少了界面处的应力集中^[20]，达到增强材料力学性能的目的；另一方面，聚酰亚胺分子链上可以提供活泼氢的亚氨基及羧基官能团，会诱导端环氧基硅油上的环氧基开环，从而使端环氧基硅油与聚酰亚胺发生加成反应，端环氧基硅油可与树脂基体交联形成网状结构，提高树脂基体的韧性。图7（b）~图7（d）为不同摩擦材料的拉伸断口形貌SEM图。从图7（b）中可以明显看出，S1的拉伸断面较为松散，碳纤维拔出失效严重，碳纤维与树脂基体脱落明显。这主要是由于界面结合较弱，大量受损的碳纤维暴露在基体上，界面处缺陷不断积累，导致在外力作用下，形成大的贯穿裂纹甚至完全脱粘。相比之下，S2和S3拉伸断裂面较为整齐，无明显的树脂脱落现象^[21]。在图7（c）中可以看出，S2拉伸断面的纤维拔出现象显著减少，纤维断口处附着大量树脂，且碳纤维/基体界面紧密结合。图7（d）显示了S3的拉伸断裂失效模式以碳纤维断裂为主，断口处碳纤维与树脂基体结合紧密，无明显裂纹产生。

图7  纸基摩擦材料的力学性能表征

Fig. 7  Mechanical properties characterization of paper-based friction materials

2. 6　协同改性对纸基摩擦材料摩擦学性能的影响

图8（a）和图8（b）为纸基摩擦材料的动摩擦系数和磨损率。从图8（a）和图8（b）可以看出，从S1到S3，材料的动摩擦系数呈现先略微增加后下降的趋势，这与样品表面粗糙度的变化一致。S2的摩擦系数增加可归因于碳纤维表面包覆了多巴胺纳米薄膜，提高了其表面粗糙度，从而造成样品与摩擦副之间的接触更加紧密，形成更强的机械互锁，这样需要更大的摩擦扭矩来克服上述机械啮合，最终导致动摩擦系数的上升^[22]。由于S3内部纤维和树脂结合紧密，材料的密度更大，表面更光滑，粗糙峰较少，因此其动摩擦系数最低。另外，S1、S2和S3的磨损率分别为1.040×10^-8、0.792×10^-8和 0.620×10^-8 cm³/J。S3的磨损率最低，与S1相比，磨损率降低了40.4%。原因分析如下：聚酰亚胺发生酰亚胺化反应生成具有三维网络的聚合物，从而将线性树脂转变为坚韧的块状固体；端环氧基硅油的环氧基和未参与固化反应聚酰亚胺分子上的羧基发生酯化反应，形成酯接枝大分子共聚物，为柔性高分子物质，嵌入聚酰亚胺分子中的端环氧基硅油是固化树脂在冲击时吸收能量的软链段^[23]；另外，改善的界面结合使纤维和树脂不易脱落，基体的固化程度也有所提高，均能显著提高摩擦材料的耐磨性。

图8  纸基摩擦材料的摩擦学性能表征

Fig. 8  Tribological properties characterization of paper-based friction materials

变异系数是反映数据离散程度的绝对值，变异系数越低说明材料动摩擦系数的稳定性越好。由图8（c）的C.V值可知，在连续制动过程中，S3的动摩擦系数稳定性最好，S2最不稳定。这是因为S2的碳纤维包覆着一层多巴胺纳米薄膜，在长时间连续制动条件下，受到摩擦剪切应力时，多巴胺薄膜与碳纤维会产生相对滑动，造成动摩擦系数出现一定的波动；而S3的纤维与树脂结合紧密，在制动过程中抖动现象大大减少，因此其摩擦系数最稳定。图8（d）~图8（f）为纸基摩擦材料磨损后的SEM图。由图8（d）可知，由于界面结合性能差，S1中存在纤维拔出和纤维磨损的现象。在图8（e）可以观察到，S2的碳纤维与基体结合较好，表面开始形成局部摩擦膜。由图8（f）中可以明显观察到，材料具备大片且完整的摩擦膜，未有纤维脱粘和基体断裂的现象发生。这是由于环氧基团的引入使得纤维表面活性大幅提升，有利于碳纤维与树脂基体之间形成高强结合界面。良好的界面结合能有效避免纤维脱落、断裂等现象的发生，为光滑摩擦膜的形成奠定基础，使材料具备稳定的摩擦系数。表面光滑摩擦膜的形成能够有效避免纤维断裂、拔出和脱粘，从而有利于制备高性能的纸基摩擦材料。

3 结论

本研究分别采用多巴胺-端环氧基硅油和硝酸-端环氧基硅油对短切聚丙烯腈基碳纤维进行改性，并与芳纶纤维、针叶木浆纤维及化学助剂混合抄纸，制备了纸基摩擦材料，表征了碳纤维及纸基摩擦材料的相关理化功能，研究了协同改性对纸基摩擦材料力学和摩擦学性能的作用机理和影响机制。

3.1 通过协同改性，在体系中引入柔性高分子聚合物（端环氧基硅油），在树脂与纤维之间发挥了“桥梁”作用，形成纤维-树脂-填料宽带状的黏结结构。提升了纤维表面的粗糙度和比表面积，增强了改性纤维与树脂基体之间的机械啮合。同时，表面活性官能团包括环氧基和羟基的引入，可以促进纤维和树脂基体之间形成有效的化学键合，从而综合改善纸基摩擦材料的界面性能。

3.2 相比于多巴胺-端环氧基硅油改性，硝酸-端环氧基硅油协同改性对纸基摩擦材料的力学和摩擦学性能的提升程度更大。

3.3 由于界面增强与复杂交联网络的形成，硝酸-端环氧基硅油协同改性纸基摩擦材料的导热系数由0.202 W/(m∙K)上升到0.225 W/(m∙K)，改性纸基摩擦材料的拉伸强度和剪切强度分别可达27.9 MPa和3.20 MPa，与未改性纸基摩擦材料相比，分别提高了25.8%和23.6%；硝酸-端基环氧硅油改性纸基摩擦材料的磨损率降至0.620×10^-8 cm³/J，降低了40.4%。