功能化納米SiO2改性環(huán)氧樹脂復(fù)合材料及其摩擦磨損行為與機(jī)制

田 晉，高 立，蔡 濱，齊澤昊，譚業(yè)發(fā)

(1 陸軍工程大學(xué) 野戰(zhàn)工程學(xué)院，南京 210007；2 陸軍南京軍代局，南京 210024)

環(huán)氧樹脂(EP)由于其粘接性能高、力學(xué)性能好、收縮率低、易加工成型和成本低廉等優(yōu)點(diǎn)，通常作為復(fù)合材料基體廣泛應(yīng)用于機(jī)械制造、化工、車輛工程、船舶運(yùn)輸?shù)戎匾I(yè)領(lǐng)域。但是，由于環(huán)氧樹脂固化后存在著脆性大、耐疲勞性能差、摩擦因數(shù)高及對微裂紋較為敏感等突出問題，難以滿足實(shí)際復(fù)雜工況需求，限制了其在工程領(lǐng)域中的廣泛應(yīng)用[1-4]。無機(jī)納米粒子由于自身的表面效應(yīng)、體積效應(yīng)、量子尺寸效應(yīng)和宏觀量子隧道效應(yīng)，易與聚合物基體產(chǎn)生強(qiáng)烈的物理或化學(xué)作用，以提高其與聚合物基體間的界面黏結(jié)強(qiáng)度，在改善聚合物基體摩擦學(xué)性能方面效果顯著[5-6]。因此，納米粒子在聚合物的強(qiáng)韌化改性方面已成為當(dāng)前的研究熱點(diǎn)。

納米SiO2的粒徑只有幾十納米，比表面積高達(dá)640m2/g，且其硬度高、穩(wěn)定性好，熔、沸點(diǎn)高，具有良好的化學(xué)惰性和熱力穩(wěn)定性。將其用作塑料的補(bǔ)強(qiáng)劑，可改善樹脂基體的致密性，大幅提高其強(qiáng)度、韌性、防水性及耐磨性能[7-9]，并在諸多領(lǐng)域得到越來越廣泛的應(yīng)用[10-12]。但是，由于納米SiO2表面存在不同鍵合的羥基,具有強(qiáng)烈的吸水性，極易發(fā)生團(tuán)聚，而現(xiàn)有的共混技術(shù)難以實(shí)現(xiàn)納米原生粒子在有機(jī)相中的潤濕和均勻分散，且其與聚合物、有機(jī)相的相容性較差，導(dǎo)致其與聚合物基體之間界面黏結(jié)較弱，載荷傳遞效率較低，嚴(yán)重限制了其復(fù)合材料的應(yīng)用領(lǐng)域和增強(qiáng)效果。因此，如何解決納米SiO2在聚合物基體中的均勻分布，以充分發(fā)揮其增強(qiáng)效能的問題是亟待研究的重要課題。

目前，關(guān)于納米SiO2復(fù)合材料的研究大多集中于運(yùn)用物理分散或化學(xué)改性的方法改善其在基體材料中的分散狀態(tài)以提高其復(fù)合材料的力學(xué)性能。例如， Singh等[13]通過超聲處理實(shí)現(xiàn)SiO2納米顆粒在環(huán)氧樹脂基中的均勻分散。Zhang等[14]采用化學(xué)改性的納米SiO2顆粒制備了增韌增強(qiáng)的高性能環(huán)氧樹脂。迄今為止，關(guān)于功能化納米SiO2增強(qiáng)環(huán)氧樹脂的摩擦學(xué)性能及其增強(qiáng)機(jī)理的研究更鮮有報(bào)道。因此，本工作采用共價(jià)官能化的方法對納米SiO2(改性前記為U-SiO2)進(jìn)行表面接枝改性(T-SiO2)，采用澆注成型的方法制備了T-SiO2/EP復(fù)合材料，測試了其顯微硬度、斷裂韌度等力學(xué)性能，研究了其摩擦學(xué)性能，揭示了其磨損機(jī)制，旨在為T-SiO2/EP強(qiáng)化材料的制備和工程應(yīng)用提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 主要原料

環(huán)氧樹脂：E51，無錫華歐化工貿(mào)易有限公司；改性胺固化劑：QS-1622，北京清大奇士新材料技術(shù)有限公司；納米SiO2：XF103，其徑粒范圍為20～40nm，純度99%，南京先豐納米材料科技有限公司；硅烷偶聯(lián)劑：KH550，南京曙光化工集團(tuán)有限公司；無水乙醇：上海久億化學(xué)試劑有限公司；其余試劑為市售化學(xué)純試劑。

1.2 功能化納米SiO2(T-SiO2)的制備

稱取一定量的納米SiO2，140℃下干燥2h后加入到錐形瓶中，加入適量無水乙醇，通過超聲分散和力學(xué)攪拌使納米SiO2在無水乙醇中均勻分散；水浴加熱升溫至70℃，加入定量的KH550和適量的氨水(催化劑)，在70℃下反應(yīng)4h；待體系溫度冷卻至室溫后，通過濾紙過濾將納米SiO2分離出來，用無水乙醇反復(fù)清洗至中性，60℃真空干燥12h，制得改性納米SiO2(T-SiO2)。

1.3 功能化納米SiO2增強(qiáng)環(huán)氧樹脂復(fù)合材料(T-SiO2/EP)的制備

稱取適量環(huán)氧樹脂倒入一個(gè)潔凈的容器中，加入適量納米SiO2，將容器置于超聲波震蕩清洗機(jī)的恒溫水槽中(70℃)，同時(shí)用攪拌機(jī)高速攪拌3～4h，之后加入適量消泡劑攪拌5min，再加入適量固化劑攪拌5～10min使其充分反應(yīng)，之后在70℃恒溫下抽真空15min，將其澆鑄至自制模具中，放入烘箱中80℃固化2h，之后常溫固化24h脫模制得試樣。

1.4 測試與表征

1.4.1 微觀結(jié)構(gòu)

利用傅里葉變換紅外光譜儀分別對改性前后的納米SiO2粒子進(jìn)行表征。掃描分辨率和掃描次數(shù)分別為4cm-1和32次，掃描范圍為400～4000cm-1；樣品測試前需干燥24h以除去樣品中的水分。測試儀器采用Tensor 27的傅里葉變換紅外光譜儀。采用S-4800掃描電子顯微鏡/X射線能譜聯(lián)用儀分析納米SiO2功能化前后的化學(xué)成分。將樣品放入掃描電子顯微鏡樣品室中，使用15kV的加速電壓對測試位置進(jìn)行放大觀察，并用X射線能譜分析儀對樣品進(jìn)行元素定性半定量分析。用S-4800型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣磨損表面形貌，測試前試樣表面經(jīng)噴金處理。

1.4.2 力學(xué)性能測試

通過D型邵氏硬度計(jì)測定其顯微硬度；運(yùn)用單邊切口梁(SENB)法測定材料的斷裂韌度，標(biāo)準(zhǔn)參照ASTM D 5045-99。長方體試樣的尺寸為50mm×10mm×5mm。通過鋒利的刀片將預(yù)制裂紋引入長方體試樣。實(shí)驗(yàn)在室溫下進(jìn)行，其加載速率為1mm/min，每組分至少測試5個(gè)試樣。斷裂韌度(KIC)可通過式(1)進(jìn)行計(jì)算[15]：

(1)

式中:G為裂紋形狀因子；PQ為裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展載荷；S為跨距；B為試樣厚度；W為試樣寬度。

1.4.3 摩擦磨損實(shí)驗(yàn)

摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在HT-500型球-盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行的，上試樣為φ4mm的GCr15鋼球，其表面粗糙度Ra=0.02～0.04μm，下試樣為EP, U-SiO2/EP， T-SiO2/EP。實(shí)驗(yàn)前，用800#砂紙打磨試樣表面并用無水乙醇擦洗干凈。實(shí)驗(yàn)條件：實(shí)驗(yàn)溫度25℃，相對濕度RH=60%，滑動(dòng)干摩擦，時(shí)間30min，滑動(dòng)速率0.42m/s，載荷10N。摩擦因數(shù)用摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)自帶軟件測量。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，用超聲波清洗磨損試樣表面，在烘箱中烘干后用精度為0.1mg的分析天平(ABT120-4M)測量磨損失重。

2 結(jié)果與分析

2.1 功能化納米SiO2的表征

共價(jià)官能化納米SiO2是通過納米SiO2表面的羥基與改性劑之間進(jìn)行化學(xué)反應(yīng)，改變納米SiO2的表面結(jié)構(gòu)和狀態(tài)來達(dá)到改性的目的，借鑒Spange[16]對納米SiO2改性處理的方法，本工作采用KH550對納米SiO2接枝改性。圖1為改性前后納米SiO2的紅外光譜?？梢?，圖中3450cm-1處的峰是結(jié)構(gòu)水—OH反對稱伸縮振動(dòng)峰，經(jīng)改性的納米SiO2在3450cm-1附近的—OH伸縮振動(dòng)峰減弱，這是由于納米SiO2表面的羥基與KH550發(fā)生化學(xué)反應(yīng)所致；同時(shí)這個(gè)峰明顯寬了許多，這是APTES中的N—H的不對稱伸縮振動(dòng)與SiO2中的Si—OH峰相互重疊的結(jié)果，表明APTES在納米SiO2表面上已成功接枝改性。

圖1 納米SiO2的紅外光譜圖Fig.1 FT-IR spectra of nano-SiO2

為了進(jìn)一步證實(shí)功能化處理的有效性，對試樣進(jìn)行EDS測試分析，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖2所示。較未改性納米SiO2而言，改性后的納米SiO2除C，O，Si元素外，還出現(xiàn)較為明顯的N元素波峰，這是由于其表面接枝的APTES所攜帶的—NH2所致。由此表明APTES在納米SiO2表面上已完成接枝改性，成功制備了功能化SiO2。

圖2 納米SiO2的EDS圖譜 (a)未改性納米SiO2;(b)改性納米SiO2Fig.2 EDS spectrum of nano-SiO2 (a)U-SiO2;(b)T-SiO2

2.2 復(fù)合材料力學(xué)性能

2.2.1 顯微硬度

表1分別為EP，U-SiO2/EP，T-SiO2/EP的顯微硬度測試結(jié)果?？梢姡δ芑幚砑{米SiO2的復(fù)合材料(T-SiO2/EP)顯微硬度得到明顯提高，2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)T-SiO2/EP復(fù)合材料顯微硬度平均值可達(dá)70.2HD，較純環(huán)氧樹脂提高約16.23%。而未經(jīng)表面處理的納米SiO2改性環(huán)氧樹脂基復(fù)合材料(U-SiO2/EP)的顯微硬度同環(huán)氧樹脂基體的硬度相當(dāng)，幾乎不隨納米SiO2含量的增加而改變。這是因?yàn)槲唇?jīng)表面處理的納米SiO2填充體系，納米SiO2表面和環(huán)氧樹脂分子間未形成化學(xué)鍵，其與環(huán)氧樹脂界面黏合較弱，未能有效地起到增強(qiáng)效果；同時(shí)，添加量較少(1%～3%)，納米粒子尺寸又遠(yuǎn)小于顯微硬度儀金剛石壓頭的尺寸，測得材料的顯微硬度仍然主要反映基體硬度。

表1 EP,U-SiO2/EP和T-SiO2/EP的邵氏顯微硬度Table 1 Microhardness of EP,U-SiO2/EP and T-SiO2/EP

2.2.2 斷裂韌度

斷裂韌度是表征材料抵御裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的重要指標(biāo)。測試結(jié)果如圖3所示，由圖3可見，添加適量T-SiO2能有效提高環(huán)氧樹脂復(fù)合材料(T-SiO2/EP)的斷裂韌度，其增強(qiáng)效果隨著TS含量的增加呈現(xiàn)先增后減的趨勢。當(dāng)T-SiO2含量為2%時(shí)，T-SiO2/EP復(fù)合材料的斷裂韌度最大，可達(dá)1.02MPa·m1/2，較EP(0.75MPa·m1/2)提高約36%，較2%U-SiO2/EP斷裂韌度(0.92MPa·m1/2)提高約10.9%。從斷面形貌可以看出，EP在裂紋萌生區(qū)呈現(xiàn)出明顯平滑的區(qū)域(圖4(a))。與其相比，2%T-SiO2/EP復(fù)合材料在裂紋萌生區(qū)表現(xiàn)出了更明顯的黏滑行為(圖4(c))。這是因?yàn)榱鸭y萌生區(qū)納米SiO2有助于裂縫尖端周圍發(fā)生較高水平的塑性變形[14,18]，有效減緩了裂縫的傳播速率；同時(shí)，EP在裂紋擴(kuò)展區(qū)只有條帶和河流線(圖4(a)-A)，而2%U-SiO2/EP和2%T-SiO2/EP復(fù)合材料在裂紋擴(kuò)展區(qū)存在許多凹坑(4(b)-B，4(c)-C)，這是因?yàn)榱鸭y擴(kuò)展區(qū)的部分納米SiO2改變了裂紋尖端附近的應(yīng)力狀態(tài)，產(chǎn)生了裂紋的偏轉(zhuǎn)和分叉，從而消耗了更多的能量。T-SiO2改性的環(huán)氧樹脂其斷裂表面凹坑密度明顯大于U-SiO2/EP，這是因?yàn)榻?jīng)KH550功能化處理后的納米SiO2可以與環(huán)氧基體間形成穩(wěn)固的化學(xué)鍵[17]，其界面結(jié)合作用得到有效增強(qiáng)，有利于協(xié)同提高呈網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)環(huán)氧樹脂交聯(lián)體系的強(qiáng)度。因此，T-SiO2對環(huán)氧基體起到了有效的增韌效果，T-SiO2/EP復(fù)合材料具有更高的斷裂韌度。

圖3 EP,U-SiO2/EP和T-SiO2/EP的斷裂韌度Fig.3 Fracture toughness of EP，U-SiO2/EP and T-SiO2/EP

圖4 EP,U-SiO2/EP和T-SiO2/EP復(fù)合材料斷面SEM圖 (a)EP;(b)2%U-SiO2/EP;(c)2%T-SiO2/EPFig.4 SEM images of EP,U-SiO2/EP and T-SiO2/EP composites (a)EP;(b)2%U-SiO2/EP;(c)2%T-SiO2/EP

2.3 摩擦磨損行為與機(jī)理

2.3.1 摩擦磨損行為

圖5分別為U-SiO2/EP和T-SiO2/EP復(fù)合材料摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化的關(guān)系曲線?？梢姡m然改性與未改性的納米SiO2對環(huán)氧樹脂基體摩擦因數(shù)大小的影響程度不同(T-SiO2可有效降低復(fù)合材料的摩擦因數(shù))，卻表現(xiàn)出了相似的變化趨勢。隨著摩擦實(shí)驗(yàn)的進(jìn)行，摩擦可分為磨合階段(圖5-Ⅰ)和穩(wěn)定階段(圖5-Ⅱ)。其主要原因是隨著磨損時(shí)間逐漸延長，摩擦熱導(dǎo)致材料表面的物理狀態(tài)發(fā)生了變化，根據(jù)摩擦黏著理論，實(shí)驗(yàn)材料與對磨鋼球的接觸并非表觀面積的全部接觸，在摩擦起始階段，材料表面溫度比較低，處于玻璃態(tài)，摩擦只發(fā)生在少數(shù)微凸峰之間，摩擦力主要以犁溝效應(yīng)產(chǎn)生的阻力為主，摩擦因數(shù)較小。而由于納米SiO2復(fù)合材料是熱的不良導(dǎo)體，隨著摩擦實(shí)驗(yàn)的進(jìn)行，摩擦熱在摩擦表面不斷積聚，致使局部溫度升高，磨塊表層變軟，部分微凸體發(fā)生塑形變形，出現(xiàn)黏著效應(yīng)，摩擦因數(shù)急劇升高(圖5-Ⅰ)。隨著磨損時(shí)間進(jìn)一步延長，環(huán)氧復(fù)合材料試樣表面從玻璃態(tài)逐漸轉(zhuǎn)向黏彈態(tài)，犁溝效應(yīng)減小，黏著效應(yīng)成為主要阻力，摩擦因數(shù)趨于穩(wěn)定(圖5-Ⅱ)。

圖5 復(fù)合材料的摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化曲線 (a)U-SiO2/EP;(b)T-SiO2/EPFig.5 Curves of friction coefficient of composites at different time (a)U-SiO2/EP;(b)T-SiO2/EP

圖6 復(fù)合材料摩擦因數(shù)和磨損失重變化規(guī)律Fig.6 Friction coefficient and wear loss law of composites

圖6為添加不同含量納米SiO2時(shí)，U-SiO2/EP和T-SiO2/EP復(fù)合材料摩擦因數(shù)和磨損量的變化規(guī)律。干摩擦?xí)r，T-SiO2/EP復(fù)合材料的摩擦因數(shù)的變化范圍0.49～0.65，而U-SiO2/EP的摩擦因數(shù)在0.57～0.69變化(圖6(a))?？梢?，T-SiO2/EP的摩擦因數(shù)低于U-SiO2/EP復(fù)合材料，同時(shí)二者均低于EP(0.72)，其中2%T-SiO2/EP復(fù)合材料的摩擦因數(shù)達(dá)到最小0.49。從圖6(b)可以看出，干摩擦?xí)r，隨著納米SiO2含量從1%上升至2%，T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損失重從2.1mg下降至1.7mg，而當(dāng)納米SiO2含量大于2%后磨損加劇，磨損失重上升至1.9mg；同時(shí)，可以看出，不同含量納米SiO2增強(qiáng)環(huán)氧樹脂基體，T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損失重低于U-SiO2/EP復(fù)合材料，同時(shí)二者均低于EP(2.6mg)。

2.3.2 磨損表面分析與磨損機(jī)理

圖7為EP在干摩擦磨損后表面形貌圖。從圖7可見，EP的磨損表面凹凸不平，磨痕較寬，并伴有大量微裂紋，尺寸較大較深，邊緣不規(guī)則。從高倍放大照片中可見，磨損表面出現(xiàn)大量的脆性裂紋和微觀撕裂，同時(shí)，磨損表面形成了明顯分層結(jié)構(gòu)，并產(chǎn)生了大量片狀脫落，表現(xiàn)為嚴(yán)重的微觀脆性斷裂磨損。這是因?yàn)榧儹h(huán)氧樹脂本身質(zhì)脆，在周期性摩擦力作用下，其表面因受到剪切力作用而發(fā)生彈塑性變形，承受了較大的應(yīng)力場，導(dǎo)致大分子在應(yīng)力集中處極易發(fā)生斷裂，EP磨損表面出現(xiàn)微觀撕裂[19]，從而使EP磨損失重增加，其耐磨性顯著下降。

圖7 EP磨損表面形貌Fig.7 EP wear surface topography

2%U-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損表面形貌如圖8所示。從圖8可見，添加U-SiO2后其磨損表面較光滑，沿滑動(dòng)方向出現(xiàn)大量均勻分布的細(xì)小鱗狀凹凸表面結(jié)構(gòu)，并伴有少量微觀裂紋，脆性斷裂磨損狀況得到明顯改善，其磨損機(jī)理主要表現(xiàn)為疲勞磨損，并伴隨著一定的黏著磨損。一方面，納米SiO2填料的硬度比環(huán)氧樹脂基體大，在環(huán)氧樹脂基體中充當(dāng)支撐點(diǎn)的作用，對負(fù)載優(yōu)先承載，在一定程度上阻止磨損的進(jìn)一步發(fā)生。另一方面，斷裂韌度也是影響復(fù)合材料磨損狀況的重要因素。T-SiO2/EP和U-SiO2/EP復(fù)合材料斷裂韌度與磨損失重存在如圖9所示的線性關(guān)系。

圖8 2%U-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損表面形貌Fig.8 Wear surface topography of 2%U-SiO2/EP composites

2%U-SiO2/EP復(fù)合材料的斷裂韌度較EP有明顯提高，因此其磨損狀況得到改善。同時(shí)，隨著摩擦過程中摩擦熱不斷積聚，環(huán)氧樹脂基體黏度降低，在外載荷的作用下，納米SiO2趨向聚集、剝落，其磨屑形成較薄的轉(zhuǎn)移膜可將鋼球表面同摩擦面隔開，起到較好的減摩潤滑作用[20]。

圖9 復(fù)合材料斷裂韌度與磨損失重的關(guān)系Fig.9 Relationship between fracture toughness and wear loss of composites

對于適當(dāng)含量T-SiO2改性的環(huán)氧樹脂復(fù)合材料而言(2%T-SiO2/EP)，其復(fù)合材料的磨損表面形貌如圖10所示。從圖10可見，與EP，2%U-SiO2/EP復(fù)合材料相比，2%T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨痕寬度最窄，磨損表面最為光滑平整，僅存在輕微的疲勞裂紋跡象，其磨損形式主要為輕微的疲勞磨損。這是由于經(jīng)過偶聯(lián)的納米SiO2與樹脂基體之間可形成穩(wěn)固的化學(xué)鍵，且一個(gè)粒子表面可吸附多條大分子鏈，對大分子鏈起到“釘扎”作用[21]，使其不易解纏脫落，同時(shí)粒子之間吸附的大分子鏈相互纏結(jié)，從而起到均勻承載的作用。此外，T-SiO2對復(fù)合材料起到彌散強(qiáng)化作用，使復(fù)合材料的顯微硬度和斷裂韌度得到明顯的提高。復(fù)合材料顯微硬度與磨損失重存在近似線性關(guān)系(圖11)。由于T-SiO2/EP復(fù)合材料的顯微硬度明顯高于U-SiO2/EP復(fù)合材料，能夠更好地抵御GCr15鋼球的擠壓和摩擦，使其具有更優(yōu)異的減摩耐磨性能。

圖10 2%T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損表面形貌Fig.10 Wear surface topography of 2%T-SiO2/EP composites

圖11 復(fù)合材料邵氏硬度與磨損失重的關(guān)系Fig.11 Relationship between hardness of composites and wear loss

但是，當(dāng)T-SiO2含量較低時(shí)(1%)，T-SiO2/EP復(fù)合材料的耐磨性能下降，磨損失重增加，1%T-SiO2/EP復(fù)合材料的表面磨損形貌如圖12所示。從圖12可見，磨損表面出現(xiàn)大量微裂紋和層脫后形成的凹坑，磨痕邊緣仍有較為明顯的脆性裂紋。這是因?yàn)榧{米SiO2含量較少，其彌散強(qiáng)化作用較弱，對環(huán)氧樹脂顯微硬度和斷裂韌度增強(qiáng)效果不明顯。同時(shí)，其復(fù)合材料應(yīng)力傳遞作用較差。1%T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損機(jī)理主要表現(xiàn)為微觀脆性斷裂磨損，并伴有一定的疲勞磨損。

當(dāng)T-SiO2含量過高時(shí)(3%)，T-SiO2/EP復(fù)合材料的耐磨性能同樣有所下降。圖13示出了T-SiO2含量增大到3%時(shí)，復(fù)合材料的表面磨損形貌?？梢?，復(fù)合材料磨痕變寬，磨損表面粗糙，存在部分脆性裂紋和剝落形成的凹坑，磨損加劇。這可能是由于3%納米SiO2在基體中還會(huì)產(chǎn)生團(tuán)聚現(xiàn)象，造成復(fù)合材料局部應(yīng)力集中，斷裂韌度下降。同時(shí)，納米SiO2的分散性下降，形成了許多粒子團(tuán)聚的弱界面，導(dǎo)致粒子容易從基體中脫落，應(yīng)力承載作用減弱，導(dǎo)致復(fù)合材料磨損失重增加。因此，3%T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損機(jī)理仍主要表現(xiàn)為嚴(yán)重的疲勞磨損，并伴隨著一定的微觀斷裂磨損。

圖12 1%T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損表面形貌Fig.12 Wear surface topography of 1%T-SiO2/EP composites

圖13 3%T-SiO2/EP復(fù)合材料磨損表面形貌圖Fig.13 Wear surface topography of 3%T-SiO2/EP composites

3 結(jié)論

(1)運(yùn)用化學(xué)改性方法，通過硅烷偶聯(lián)劑KH550成功制備了功能化SiO2，其分散性得到明顯改善。改性后的納米SiO2上的端氨基官能團(tuán)易于參與EP基體固化時(shí)的開環(huán)聚合反應(yīng)，使得改性納米SiO2與EP基體間形成較強(qiáng)的界面黏結(jié)。2%T-SiO2/EP復(fù)合材料顯微硬度平均值可達(dá)70HD，高于U-SiO2/EP復(fù)合材料。

(2)在干摩擦條件下，T-SiO2/EP復(fù)合材料的摩擦因數(shù)和磨損失重均低于U-SiO2/EP復(fù)合材料。隨著納米SiO2含量從1%增加至3%，T-SiO2/EP復(fù)合材料的摩擦因數(shù)和磨損失重分別在0.49～0.65和1.7～2.1mg變化，并呈現(xiàn)出先減后增的變化規(guī)律。其中，2%T-SiO2/EP復(fù)合材料的摩擦因數(shù)和磨損失重最小，表現(xiàn)出了最優(yōu)異的減摩耐磨性能。

(3)在干摩擦條件下，經(jīng)2%T-SiO2增強(qiáng)后，T-SiO2對環(huán)氧基體起到有效的增強(qiáng)作用，T-SiO2/EPT-SiO2/EP磨損機(jī)理主要表現(xiàn)為輕微的疲勞磨損。T-SiO2含量較低時(shí)(1%)，T-SiO2/EP復(fù)合材料的磨損機(jī)理主要表現(xiàn)為微觀脆性斷裂磨損，并伴隨著一定的疲勞磨損；T-SiO2含量過高時(shí)(3%)，磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閲?yán)重的疲勞磨損，并伴隨著一定的微觀脆性斷裂磨損。