S-1至PPMS-4样品的百 分比苯基甲基D单元含量包括10%、50 %和90%，如通过对核磁共振（NMR)数据的分析所 确定。相似地，PCMS-l、PCMS-2和rops-l样品的百分比环己基甲基D单元含量为50%或 90%。PCMS-1和PCMS-2的结构具有与氢化PPMS-3和PPMS-4中的苯基甲基D单元相同百 分比的环己基甲基D单元，但分子质量更大。
[0090] 仍参见表1，提供了牵引流体样品和常规油在三种温度即303K、348K和398K下的 密度和粘度。一般来讲，对于分子结构类似（例如，支链含量）的聚合物，观察到了密度与 分子质量一起增加。PPMS和PCMS样品具有最高的密度，其随苯基含量的增加而增加。在 给定的分子质量下，硅氧烷的粘度随苯基和环己基含量的增加而增加。PPMS氢化产生PCMS 导致室温下的粘度的明显增加，其随苯基含量而增加。
[0091] 轰1
[0093] 将Andrade-Eyring方程式（参见方程式5)用于计算牵引流体的活化能，其中E为活化能，R为通用气体常数，而T为温度。通过将曲线拟合到测得的粘度数据并将极限取 为无限温度而计算低剪切粘度参考值nK。
[0095] 仍参见表1，在整个温度范围内计算活化能。添加苯环产生PPMS降低纯PDMS所表 现出的粘度的温度稳定性。将苯环氢化成环己基结构明显增大活化能。一般来讲，活化能 随着支链含量和支链的氢含量的增加而增加。
[0096] 现在参见图2-5，在303K、348K和398K的温度下将测得的膜厚随卷吸速度作图。还 使用在与成膜测量相同温度下的测得的粘度和内推的压力-粘度将使用Hamrock-Dowson 方程式（参见方程式1)计算出的膜厚绘制成实线。分别在T= 303K、348K和398K的温 度下，将测得膜厚和计算膜厚以降序作图。在给定速度下的膜厚随温度的升高因粘度和压 力-粘度指数的同时减小而减小。PDMS和PPMS的高分子质量样品表现出非牛顿剪切致稀 行为，其使得能够滑动并限制给定流体的EHD摩擦系数。因此，根据本公开的教导而制备的 牵引流体是高度支化的且具有相对低的分子质量以防止剪切致稀。
[0097] 在测试温度下，使用方程式1从其粘度和压力-粘度指数（a*)计算不同牵引流 体的膜厚。通过曲线拟合到已公布的数据而得到PDMS和PPMS的压力-粘度指数。具有高 苯基甲基含量的PPMS的压力-粘度指数为约27GPa'但在较高的温度下明显降低。
[0098] 方程式1非常准确地预测考虑之中的所有样品的膜厚，其中对数斜率接近0. 67。 PPMS和PCMS的测得膜厚和计算膜厚的精密拟合表明针对CVT应用而研宄的流体显示出牛 顿行为，并因此在形成膜厚的入口中不表现出剪切致稀。
[0099] 现在参见图2和图3,分别展示了PPMS和PCMS的成膜能力。PPMS-3氢化产生 PCMS-1增大粘度和压力-粘度指数，其足以显著增大膜厚，即使两个样品具有相同的支链 含量和聚合度。然而，图3表明PCMS-1的更高活化能同时导致粘度和压力-粘度指数随温 度的增加而更大地增加，从而导致更大的膜厚变化。
[0100] 现在参见图4和图5,随卷吸速度显示了PCMS-2和rops-l样品的膜厚。PCMS-2样 品在303K下的高粘度促进膜厚的增加，其超过测试仪器的测量能力，因此未提供该温度下 的数据。在通过方程式1建模时样品表现出约〇. 67的对数斜率，其为牛顿流体所特有的。 PCMS-2和H)PS-1均未表现出典型高质量聚硅氧烷所特有的剪切致稀行为，从而表明它们 在整个卷吸速度范围内仍为牛顿流体。
[0101] PDMS、PPMS、PCMS和TOPS样品的压力-粘度指数在表2中提供。使用由Zolper 等人在名称为"LubricationPropertiesofPoly-alpha-olefinandPolysiloxane Lubricants:MolecularStructure-TribologyRelationships"（聚a稀径和聚硅氧烷润 滑剂的润滑特性：分子结构_摩擦学关系）的文章中所述的程序从高压力粘度测定数据内 推这些压力-粘度指数，该文发表于Tribol.Lett(2012)(《摩擦学快报》，2012年），其整个 内容据此以引用方式并入。PCMS和TOPS样品还表现出与高度支化的PPMS所表现出的相似 的高压力-粘度指数。
[0102] PCMS样品的压力-粘度指数高于PPMS的压力-粘度指数，因为环己基相比于苯基 支链的尺寸和柔韧性增加。rops样品也表现出比ppms样品高的压力-粘度指数，因为苯基 甲基D单元基团的密度增加。这一效应归因于大体积、刚性支链所导致的分子刚性的增加。 这些结果与观察到的环结构对烃和聚硅氧烷的压力-粘度指数的作用一致。
[0103]表 2
[0105] 在2 = 0. 5以及303K、348K和398K的温度下，使用相同的卷吸速度范围对相同 的牵引流体进行了摩擦和膜厚测量。这样的共同的热和动态条件允许对膜厚和摩擦系数数 据进行交会作图，以便确定随润滑方式而变化的摩擦系数。PCMS-2在303K下过粘而无法 测试，但在更高的温度下，该性能可以测量。牵引流体测得的膜厚和摩擦系数的交会图在图 6-8中提供。将在303K下粘度为lOOOmmWcSt)的PDMS参比样品（C-1)包括在图6-8中 以提供性能基线。
[0106] 现在参见图6和图7,展示了在T= 303K和2 =0.5下摩擦系数随膜厚的变化。 在恒定的负荷、滑滚比和温度下，纯PDMS在lOmn^s+HcSt)至lOOOmn^s+HcSt)的范围内随着 粘度的增加维持几乎恒定的EHD摩擦。在PPMS-4中引入苯基支链导致相比于PDMS(C-l) EHD摩擦显著增加。此外，PPMS氢化形成PCMS导致EHD摩擦实质上的增加。在图6中，示 出了具有高苯基甲基D单元含量的聚硅氧烷的EHD摩擦。PPMS-4样品具有比PPMS-3样品 更高的EHD摩擦，正如从压力-粘度指数的增加而预期的那样。注意，虽然H)PS-1样品具 有更高的苯基甲基D单元含量，但其也表现出比PPMS-4样品略低的EHD摩擦。因此，从分 子结构推测摩擦性能只能得到意料之外的结果。
[0107] 在图7中，rops-l样品与PPMS-4样品相比更低的摩擦表明难以将EHD摩擦仅归 因于分子刚性。这一现象佐证了以下假设：EHD摩擦部分地受测试流体的互锁分子微凸体 的影响。虽然不想受理论的约束，但可以主张有效的牵引流体的分子结构具有可与其他分 子的微凸体互锁的"袋"。
[0108] 仍参见图7，PPMS-4与H)PS-1样品的性能之间的差异表明牵引流体的分子袋和微 凸体的最佳数量可提升分子刚性对EHD摩擦的贡献。PPMS-4样品沿着其长度含有约45% 的苯基支链环（微凸体）和55%的甲基支链基团（空隙）。相比之下，PDPS-1样品沿着其 长度具有约75%的苯基支链环（微凸体）和25%的甲基支链基团（空隙）。H)PS-1中额 外的苯基微凸体可降低相邻分子互锁的可能性，从而限制EHD摩擦。
[0109] 现在参见图8和图9,展示了在T= 398K和2 = 0.5下摩擦系数随膜厚的变化。 PDMS(C-l)和PPMS样品在低膜厚下的数据展示出从边界到全膜润滑的转变。在高温下，膜 更薄，使得可在图的左边看见边界摩擦。摩擦随后随着卷吸速度的增加而减小，直到膜厚 (卷吸速度的结果）超过圆盘和球的合成粗糙度。PPMS样品随着苯基支链含量的增加表现 出EHD摩擦的稳定增加。对于PCMS样品也观察到了这一现象。
[0110] PPMS样品的摩擦系数随着温度的增加而更显著地降低。PCMS样品在所测试的温 度范围内表现出最大的性能稳定性；它们在室温下比具有相同支链含量的PPMS样品提供 更高的摩擦（参见图6-7)。此外，PPMS氢饱和产生PCMS导致粘度以及成膜和EHD摩擦系 数的实质上增加。当温度升高到398K时，PCMS样品相对于PPMS样品仍提供更高的摩擦， 后者表现出明显更大的温度依赖性（参见图8-9)。在更高的温度下，PDMS参比样品随膜厚 的增加表现出稳定的摩擦，而PCMS和PPMS的摩擦一般降低。
[0111] 随着膜厚增加，润滑方式A从边界润滑转变成混合的和最终完全的膜润滑（保守 地，入=hyRqc>3)。润滑方式与摩擦的明显变化相关，其中EHD摩擦出现在全膜方式中。对 于PPMS-4样品，在测试温度范围内，边界和混合摩擦方式与EHD摩擦方式相交，如图10中 所示。极限EHD摩擦系数正好在混合润滑方式之外，并代表由流体膜维持的剪切应力，其中 来自剪切生热效应的影响最小。图10示出了如何从测得的EHD摩擦的曲线的交点确定极 限EHD摩擦，该交点位于从混合润滑到全膜润滑的转变处。
[0112] 在该温度范围内测试的聚硅氧烷的极限EHD摩擦系数在表3中汇总。在大多数情 况下，在膜厚和摩擦系数的交会图中可以看见从混合润滑到全膜润滑=3)的清楚转 变。在一些情况下，诸如低温PPMS-4数据（参见图9)，边界和混合润滑方式中的摩擦因在 低速下形成厚膜而无法测量。在这样的情况下，通过基于高温数据将EHD摩擦外推到混合 和全膜摩擦数据的交点而近似得出极限EHD摩擦，如图9-10中所示。
[0113] ^3
[0115] 在图11和图12中，示出了PPMS和PCMS样品的环形支链含量与极限EHD摩擦系 数之间的关系。将两个数据集与不含环支链含量的PDMS(C-l)的极限EHD摩擦进行比较。 显而易见的是，随着苯基支链或苯基甲基D单元含量增加，总体EHD摩擦增加（图11)。苯 环氢化成环己基基团导致极限EHD摩擦实