通过聚乙二醇（PEG）实现塑化，作为一种调控海藻酸微胶粒薄膜纳米/宏观尺度表面性质的方法 Maurice Brogly, Sophie Bistac 和 Armand Fahs

《Surfaces》：Plasticization by PEG as a Strategy to Tune Surface Properties of Hypromellose Films at the Nano/Macroscale Maurice Brogly, Sophie Bistac and Armand Fahs

　　摘要：纤维素醚，像羟丙基纤维素（HM）一样，是一种极其多功能的材料，广泛应用于制药产品的薄膜涂层中。为了改善HM薄膜的表面性能，通常在薄膜制备过程中添加添加剂，这些添加剂通常是疏水性润滑剂或亲水性增塑剂。增塑剂可以提高薄膜的柔韧性并降低其脆性。本研究的首要目标是证明，使用低分子量（400 g?mol?1）的聚乙二醇（PEG）对HM薄膜进行增塑，可以调节其在纳米和宏观尺度上的黏附性和摩擦性能。通过原子力显微镜（AFM）在纳米尺度上进行了表面形态、表面能、纳米/宏观黏附性以及纳米/宏观摩擦系数的研究，并在宏观尺度上进行了探针附着力和销盘摩擦实验。结果表明，添加PEG降低了HM增塑薄膜的杨氏模量和玻璃化转变温度（Tg），同时增加了其断裂应变和表面能。添加40%（重量百分比）的PEG后，宏观黏附力从9 mN增加到90 mN，而宏观摩擦系数降低了50%。增塑剂分子插入HM链的纳米域的假设得到了证实，并解释了这些结果。本研究的第二个目标是探讨纳米尺度与宏观尺度上黏附性和摩擦性能之间的相关性以及黏附性在摩擦实验中的作用。结果显示，宏观尺度上的黏附性能随纳米尺度上的黏附性能的变化而线性变化。相反，纳米尺度上的高摩擦系数对应于宏观尺度上的低摩擦系数；这种现象在PEG含量为0%至30%（重量百分比）时呈现首次线性下降，在PEG含量为30%至40%（重量百分比）时出现第二次不太明显的线性下降。提出了两种解释这种现象的原因：一种是两种尺度上探针所受接触压力的差异，另一种是高PEG含量（>30%重量百分比）时HM-PEG表面发生相分离。摩擦系数的变化与PEG增塑剂的含量成正比，这表明了增塑剂在HM增塑薄膜中的润滑作用。最后，研究证实了黏附性与摩擦性在摩擦实验中的相互作用，并且这种相互作用在纳米尺度上更为显著。

1. 引言
羟丙基纤维素（HM）似乎是薄膜涂层组成的理想生物材料选择。HM以其易用性、可用性、水溶性和无毒性而著称。其主要应用是作为缓释基质用于药物薄膜[1]。HM的水合作用控制着药物从这些系统中的释放过程，在基质表面形成一层凝胶状层，药物通过该层扩散。在薄膜涂层配方中加入增塑剂[2]或表面活性剂[3,4]是改善HM薄膜特定性能（如水分含量、阻隔性能、机械性能和表面特性）的最有效方法。基于HM的薄膜必须具有优异的机械性能，同时避免薄膜破裂和开裂。因此，可以在配方中添加增塑剂。多项研究探讨了增塑剂添加剂对HM薄膜物理化学特性的影响。最常用的药物薄膜涂层增塑剂分为三类：（i）多元醇，如甘油、丙二醇和聚乙二醇（PEG）；（ii）有机酯，如三醋酸甘油酯、邻苯二甲酸酯（二乙基和二丁基）和柠檬酸酯；（iii）油脂和甘油酯，如蓖麻油、乙酰化单甘油酯和分馏椰子油。增塑剂的主要要求是高效、持久性和无毒性。持久性取决于增塑剂的挥发性和其与聚合物基质的相互作用；效率则取决于其化学结构、分子量和浓度。例如，聚乙二醇的增塑效率随着分子量的增加（从200 g?mol?1到6000 g?mol?1）而降低。PEG对羟丙基纤维素（HM）的增塑效果较好，但对乙基纤维素（EC）的效果较差。对于HM聚合物，增塑剂的效力顺序为：丙二醇 < 邻苯二甲酸二乙基酯 < 三醋酸甘油酯 < PEG。此外，PEG增塑剂与HM聚合物的良好溶解性和兼容性对于有效的增塑效果至关重要。增塑剂通过插入和“膨胀”机制降低聚合物链之间的界面张力，从而降低玻璃化转变温度（Tg）。多项关于HM薄膜增塑的研究表明，聚乙二醇（PEG）非常有效。当HM薄膜中的PEG含量增加时，薄膜变得更柔软且更具黏弹性。随着PEG分子量的降低，增塑效果增强，因为有更多的增塑剂分子能与聚合物相互作用。然而，PEG含量的增加会逐渐降低纤维素醚薄膜的拉伸强度、杨氏模量和玻璃化转变温度[6,7]。需要注意的是PEG的分子量对其物理状态有影响：当分子量大于1000 g?mol?1时，PEG为半结晶固体，熔点超过30°C，这会显著降低增塑效率并导致相分离，使成膜变得困难。本研究的目标应用（即用于药物递送的保护性双层胶囊或薄膜）对配方粘度、干燥动力学、薄膜吸水率等方面有严格要求，因此分子量约为400 g?mol?1的PEG是最适合HM薄膜增塑的候选者。尽管如此，只有少数研究考察了基于HM的薄膜的表面特性[8]。因此，本文将首先探讨低分子量（400 g?mol?1）聚乙二醇（PEG）对HM增塑薄膜的热机械和表面性能的影响，进一步研究PEG添加剂浓度对表面能、黏附性和摩擦行为的影响。使用接触角分析评估HM和HM增塑薄膜的表面能，通过敲击模式（TM-AFM）的原子力显微镜（AFM）研究表面形态。在纳米尺度上使用化学力显微镜和侧向力显微镜进行了黏附性和摩擦测量。

2. 材料与方法
2.1. 材料
Dow Chemical Company（美国密歇根州米德兰）生产羟丙基纤维素（HM），随后由Colorcon（法国）收购。所使用的HM等级在20°C下2%水溶液中的名义粘度为3 mPa·s，固态时的玻璃化转变温度（Tg）为138°C。HM的甲氧基取代度（DS）和羟丙氧基取代度（MS）分别为1.87和0.25（按重量百分比计算），OCH3基团的含量为28.3%（w/w），OCH2(CHOH)CH3基团的含量为9.1%[9]。这种低粘度的HM等级非常适合用于成膜应用，因为它可以制备含约20%（w/v）固体聚合物的水溶液。聚乙二醇（PEG）购自Sigma-Aldrich（法国圣昆坦-法拉维耶）。使用的PEG为低分子量（Mn = 400 g?mol?1）等级，具有亲水性、完全溶于水且生物相容性，是一种清澈无色、黏稠的液体，密度为1.128 g·cm?3，粘度为7.3 cSt，Tg为-72°C。

2.2. 方法
2.2.1. HM和HM增塑薄膜的制备
采用“浇铸工艺”制备薄膜。该工艺包括将成膜溶液沉积在非粘性基底上后进行干燥。所用溶剂仅限于水和乙醇。溶液的重量百分比（w/v）通过以下公式计算：% w/v = 每100 mL溶液中溶质的克数。通过制备HM溶液、将其浇铸在玻璃板上并在室温下干燥来制备纯HM薄膜。为防止结块，将HM粉末在80–90°C的去离子水中适度搅拌以制备6%（w/v）的HM溶液。冷却至25 ± 2°C后得到透明溶液。将溶液在5°C下保持一整天以完全水合HM聚合物。然后将溶液均匀地沉积在玻璃板上，形成1.6 mm厚的薄膜，并在自然对流条件下干燥48小时。每层薄膜的厚度为100 ± 10 μm。干燥后的薄膜在25 ± 2°C和30 ± 5%相对湿度下进行调节。

2.2.2. 表面能测量
确定固体表面能的常用方法是在待研究表面上滴加专用液体。在30 ± 5%相对湿度和22 ± 2°C室温下，使用滴形成像设备（Krüss G2测角仪，德国汉堡）在薄膜表面滴加α-溴萘、二碘甲烷和水等液体滴液并成像。通过接触角测量得出HM和HM增塑薄膜的表面自由能。Owens和Wendt扩展了Fowkes的概念，将分散力和极性力都考虑在内。Owens和Wendt方法[10]与杨氏方程结合，得到：
γl × (1 + cos θ) = 2 × (γsD × γlD)1/2 + 2 × (γsND × γlND)1/2
其中θ表示探针液体在薄膜固体表面的接触角，γlD、γlND、γsD和γsND分别代表探针液体（l）和固体薄膜（s）的表面张力的分散（D）和非分散（ND）组分，γl表示探针液体的表面张力。使用分散性液体测量接触角可以计算薄膜固体表面的分散组分（γsD），而使用极性液体可以计算非分散组分（γsND）。表面自由能定义为表面能的分散组分和非分散组分之和。

2.2.3. HM和HM增塑薄膜的表面形态
使用原子力显微镜（AFM）的敲击模式（TM-AFM）研究HM和HM增塑薄膜的表面形态和地形。扫描过程中，悬臂通过压电装置进行正弦振动，振荡尖端以悬臂的共振频率轻轻接触表面，并通过反馈回路保持平均法向力恒定。地形测量在0°的固定扫描角度和0.8 Hz的扫描速率下进行，使用Nanoscope IIIa AFM（Digital Instruments，美国圣巴巴拉）。使用的硅探针具有5 N·m?1的弹簧常数、150 kHz的共振频率和小于10 nm的尖端半径。图像分辨率为512 × 512像素。实验在25°C下进行。

2.2.4. HM和HM增塑薄膜的纳米黏附性
使用接触模式AFM通过记录特征力-距离曲线来测量纳米尺度上HM和HM增塑薄膜之间的黏附力[11]。氮化硅悬臂的特性为0.3 N·m?1的弹簧常数、115 μm的长度和57 kHz的共振频率。AFM尖端的曲率半径为45 nm。通过压电陶瓷作用，尖端垂直移动到薄膜表面并记录悬臂的变形。纳米尺度上的粘附力计算公式为 Fadh = k?Δz，其中 k 是悬臂梁的弹簧常数（N/m），Δz 是悬臂梁的挠度（nm）。实验在 25°C 下进行。

2.2.5 HM 和 HM-塑性化薄膜的宏观粘附性能
使用传统的探针-粘附测试 [12] 来测量 HM 和 HM-塑性化薄膜在宏观尺度上的粘附行为。粘附性表示在轻微接触压力下瞬间形成与其他表面粘合的能力。粘附性取决于聚合物的粘弹性特性。将 HM 薄膜或 HM-塑性化薄膜沉积在铝制圆柱形平冲头上，然后将其与干净的玻璃基底接触。接触面积为 3.14 cm2。在 10 N 的标准力作用下，使两个表面接触 5 分钟后，以 1 mm?s?1 的恒定速度分离它们，并测量分离力和能量。图 1 展示了探针-粘附实验的示意图。

2.2.6 HM 和 HM-塑性化薄膜的纳米摩擦力
为了研究纳米尺度上的滑动和摩擦现象，使用了摩擦力显微镜（FFM）。在样品来回扫描（产生摩擦循环）时，监测光电二极管检测器水平两个象限的输出，扫描方向垂直于悬臂梁的长轴。由于薄膜与探针尖端之间的摩擦力，悬臂梁会发生扭转。FFM 信号表示左右光电二极管检测器信号之间的差异。尖端-薄膜界面处的粘附力也会影响摩擦力，这与悬臂梁的扭转程度有关。左右扫描产生的横向力之差称为 TMR（Trace Minus Retrace，单位为伏特 (V)），用于量化纳米摩擦力 (FnF)。纳米尺度上的摩擦系数 (μnano) 可以通过将纳米摩擦力 (FnF) 除以纳米粘附力 (FnA) 和施加的法向力 (FnN) 的总和来计算：
μnano = FnF / (FnA + FnN) (2)

使用相同的探针评估了纳米摩擦力，测量了在 0.1 至 3 V 范围内的不同法向载荷下的纳米摩擦力。实验在 25°C 下进行。

2.2.7 HM 和 HM-塑性化薄膜的宏观摩擦性能
使用针盘摩擦计 [14] 来测量 HM 和 HM-塑性化薄膜的宏观摩擦特性。在预定载荷下，玻璃球（直径 = 6 mm）与支撑在玻璃板上的 HM 和 HM-塑性化薄膜接触。测量阻碍球运动的力（切向力 (FT)，即摩擦力），同时玻璃板以特定速度旋转。宏观摩擦系数 (μmacro) 通过将观察到的摩擦力 (FT) 除以施加的法向力 (FN) 来确定。每个实验都在 25°C 下进行，法向载荷分别为 2 N、5 N 和 10 N，滑动距离为 100 mm，滑动速率为 5 mm?s?1。

3. 结果
3.1 HM 和 HM-塑性化薄膜的热学和机械性能
HM-塑性化薄膜的 DSC 温度曲线仅显示一个 Tg 值，该值介于组分 HM（-138°C）和 PEG（-72°C）的玻璃化转变温度之间。由于两者都具有水溶性，因此它们是互溶的，不会发生相分离。未观察到对应于结晶相熔化的峰值。然而，PEG 的添加改变了 HM-塑性化薄膜的热学特性。还进行了动态力学分析（DMA）实验 [15]，以评估杨氏模量值以及损耗因子（tan δ）最大的温度。tan δ 值的最大值与玻璃化转变现象相关，是一种测量 Tg 的力学方法。表 1 列出了基于 DMA 和 DSC 实验得到的杨氏模量、tan δ 最大值和 Tg 值。同时给出了使用 Fox 方程 [16] 计算的 Tg 值。Fox 方程（3）允许假设完全热力学互溶性的二元混合物计算 Tg 值。Tg 是混合物的玻璃化转变温度，Tg1 和 Tg2 分别是混合物中组分 1 和 2 的玻璃化转变温度，W1 和 W2 是组分 1 和 2 的质量分数：
1/Tg = W1/Tg1 + W2/Tg2 (3)

表 1总结了基于 DMA、DSC 和 Fox 方程得到的 HM 和 HM-塑性化薄膜的 tan δ 最大值和 Tg 值。通过 DMA 测得的 tan δ 最大值与 DSC 得到的结果一致，并且随着 PEG 含量的增加而呈现相同的下降趋势。然而，DMA 和 DSC 得到的 tan δ 值之间存在差异，这是由于两种方法之间的灵敏度和施加的应力不同所致。两种方法之间的差异约为 20°C。此外，实验结果与使用 Fox 方程计算得到的 Tg 值之间存在良好相关性。HM-PEG 的互溶性表明两种聚合物之间存在强烈的相互作用 [17]，尤其是通过官能团之间的特定相互作用。文献 [18] 报告称，纤维素和甲基纤维素上的羟基主要与 PEG 的醚氧原子形成氢键，这导致了 HM 的羟基与 PEG 之间的强相互作用，从而形成了互溶混合物并产生了 PEG 的塑化效应。

还使用单轴拉伸试验 [19]（应变率 = 1 mm/min，25°C）研究了 PEG 对 HM-塑性化薄膜机械性能的影响。表 2 显示了 HM 和 HM-塑性化薄膜的拉伸强度和断裂应变随 PEG 含量的变化。纯 HM 薄膜的拉伸强度和断裂应变分别为 12 MPa 和 0.8%。PEG 的添加显著改变了这些值：塑性化薄膜变得更柔软且不易碎裂。添加 40% 的 PEG 使拉伸强度降低三倍，同时断裂应变增加七倍。实际上，PEG 分子可能通过其疏水性乙烯段与 HM 聚合物链的疏水性甲基取代基之间的相互作用逐渐渗透到聚合物链中，减弱了聚合物链之间的分子间吸引力，使聚合物链能够更自由地移动，从而降低了 tan δ 的最大值和玻璃化转变温度。PEG 的加入增加了 HM 聚合物链周围的自由空间，提高了链的流动性。机械性能与 HM/PEG 的分子间相互作用、互溶性和最终的玻璃化转变温度密切相关，而后者随着增塑剂的添加而降低 [20]。

3.2 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面形态
使用敲击模式原子力显微镜（TM-AFM）测量了 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面形貌。图 2 显示了 TM-AFM 地形图像中的表面变化。图 2 中的 (a) HM 薄膜和 (b) 含有 30% (w/w HM) 增塑剂的塑性化 HM-薄膜的地形图像显示，聚合物聚集体的大小在 20 至 30 nm 之间。这些聚集体在薄膜形成过程中形成 [21]。HM 是一种非离子纤维素衍生物，在无水葡萄糖主链上添加了甲基（疏水性）和羟丙基（亲水性）基团。这些聚集体是由 HM 聚合物链的疏水性取代基之间的相互作用形成的。在所有塑性化薄膜的地形图像中都可以看到这些聚集体。表 3 总结了从 TM-AFM 地形图像的截面分析中提取的特征，包括平均聚集体半径和表面的算术平均粗糙度 (Ra)。表 3 显示了 HM 和 HM-塑性化薄膜的平均聚集体半径 (AAR) 和算术平均粗糙度 (Ra)。平均聚集体半径随 PEG 含量的增加而增大，例如当 PEG 含量为 40% 时，平均半径为 35 nm。截面分析表明，当加入大量 PEG 时，聚集体体积会增加。平均表面粗糙度没有显著变化。根据增塑理论，聚合物链之间的分子间距离增大，从而导致自由体积增加 [22]，聚集体特征尺寸的波动被认为是由于 PEG 分子在 HM 链聚集体中的插入所致。这种插入机制首先是由于两亲性 PEG 分子的疏水性乙烯段与 HM 聚合物链的疏水性取代基之间的相互作用，其次是 PEG 分子的羟基末端与无水葡萄糖主链上的羟丙基之间的氢键形成。因此，HM 聚集体的平均尺寸增大。

3.3 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面自由能
通过测量水滴在 HM 和 HM-塑性化薄膜表面的接触角来确定其亲水性 [23]。随着 PEG 增塑剂的添加，水接触角持续降低，从纯 HM 薄膜的 69° ± 2° 降至 HM-40% PEG 薄膜的 21° ± 2°。这一结果表明，HM-塑性化薄膜的亲水性随 PEG 含量的增加而增强。表面性能通过表面自由能来评估。通过测量与各种液体探针的接触角来计算 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面自由能。纯 HM 薄膜的表面自由能为 43 mJ?m?2。该表面能由液体分子与薄膜表面发生的亲水性相互作用（Keesom、Debye）和疏水相互作用（London）两部分组成，分别称为非色散 (ND) 和色散 (D) 分量。表 4 显示了 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面自由能值以及色散 (D) 和非色散 (ND) 分量对表面能的贡献百分比。表 4 中还列出了不同 PEG 含量下 HM 和 HM-塑性化薄膜的表面自由能以及各分量的贡献百分比。亲水性 PEG 分子的添加提高了塑性化薄膜的表面能。亲水性通过降低的接触角和增加的表面自由能来衡量。添加 30% 或更多 PEG 时，非色散分量翻倍。表面自由能接近 73 mJ?m?2（相当于水的表面张力 γH2O = 72.8 mJ?m?2）。PEG 极性分子的添加增加了水分子在 HM-塑性化薄膜上的吸附。此外，PEG 分子在 PM 链中的插入增加了聚合物薄膜中的自由体积，有助于将水分子困在薄膜内部。因此，HM-塑性化薄膜增强的亲水性可以通过其表面结合的 H2O 分子来解释。

3.4 HM 和 HM-塑性化薄膜的纳米粘附性能
使用 AFM 研究了纳米尺度上 HM 薄膜/AFM 探针的粘附行为对增塑剂添加的响应。基于力-距离曲线，通过将悬臂梁的挠度（nm）乘以其硬度（N?m?1）来估计纳米粘附力（Fadh），这是在探针从薄膜表面脱离过程中测量的。尽管添加 PEG 后 HM-塑性化薄膜变得越来越柔软，但力曲线的斜率保持不变。此外，由于所有薄膜的表面粗糙度在恒定相对湿度下的实验中都非常相似，因此纳米粘附力主要由范德华力和毛细力[25,26]产生，这是因为当亲水性HM和HM-塑化薄膜接触时，水滴会在尖端形成液膜。在惰性气氛中，纳米粘附力仅由范德华力引起，其计算公式为[25]：FvdW = 4πRγS。在此公式中，R代表尖端半径，γS代表HM或HM-塑化薄膜的表面自由能，该值是通过润湿实验预先确定的。因此，毛细力可以通过从Fadh中减去FvdW来计算。图3显示了AFM粘附力（Fadh）和毛细力（Fcap）随PEG含量的变化。范德华力和毛细力的同时增加是纳米尺度上粘附力随PEG浓度增加的原因。表面自由能的增加显著影响了AFM尖端与膜表面的相互作用。另外，值得注意的是，随着PEG含量的增加并没有饱和阶段，且毛细力会随着亲水性薄膜性质的增强而增加。AFM尖端与薄膜表面之间形成的液膜桥可以解释这一结果。可以得出结论，PEG含量是薄膜粘附力变化的唯一因素，因为在整个实验过程中表面粗糙度和尖端半径保持不变。随着PEG的添加，AFM尖端与薄膜表面之间的接触区域因水在薄膜表面的毛细凝结而扩大。HM-PEG系统的热力学相溶性改变了玻璃化转变温度和热机械特性，从而促进了纳米粘附力的稳定增长。

3.5 HM和HM-塑化薄膜的宏观粘附力
传统的探针粘附测试（如图1所示）用于确定分离阶段的宏观粘附力的最大值。结果表明，玻璃基底与HM-塑化薄膜之间的分离力有所增加。图4显示了PEG含量对宏观粘附力最大值的影响。结果表明，纯HM薄膜的粘附性能非常差，但粘附力在样品间是可检测且可重复的。PEG增塑剂显著提高了将HM-塑化薄膜从玻璃基底上分离所需的宏观粘附力。这可以通过PEG通过插入HM聚合物链中，与HM链的无水葡萄糖骨架上的羟基丙基团形成氢键，从而降低HM链的玻璃化转变温度来解释。在这种情况下，薄膜表面存在的HM自由链促进了与玻璃板的界面相互作用，从而在分离阶段增加了抵抗力。

3.6 HM和HM-塑化薄膜的纳米摩擦力
摩擦力显微镜（FFM）用于研究HM薄膜/AFM尖端在纳米尺度上的摩擦力如何随着增塑剂的添加而变化。通过比较从左到右和从右到左扫描时的横向力值之差（称为TMR，单位为伏特（V））来量化纳米摩擦力（FnF）。图5显示了不同施加负载下增塑剂含量对HM和HM-塑化薄膜纳米摩擦力的影响。如图5所示，纳米摩擦力（FnF）的变化取决于PEG含量和作用在AFM悬臂上的负载（FN）。添加20%的PEG可以使HM薄膜的纳米摩擦力增加15%，而添加30%和40%的PEG则分别使纳米摩擦力增加30%和55%。纳米摩擦力似乎与施加的负载成正比，因此遵循经典的阿蒙顿摩擦定律，但它也取决于AFM尖端与HM薄膜的粘附力，而粘附力与接触面积和粘附剪切强度成正比。实际上，对于所有HM和HM-塑化薄膜，当施加的负载为零（FnF0）时，纳米摩擦力的外推值并不等于零。因此，在纳米摩擦实验中应该考虑FnF0来计算纳米摩擦系数μnano[27]，如方程（2）所示。表5汇总了在100 mV和3000 mV两组施加负载下，PEG含量对FnF0、FN、FnF和μnano的影响。表5显示，随着PEG含量的增加，μnano和FnF0都有所上升，且随着薄膜变得更加亲水（即PEG含量增加），纳米摩擦力也增加。因此，毛细凝结再次成为影响纳米尺度上摩擦特性的主要因素[28]。然而，随着施加负载的增加，纳米尺度上的摩擦系数会降低。如果HM和HM-塑化薄膜的摩擦行为完全受PEG含量和施加负载的控制，那么在纳米摩擦实验过程中薄膜表面可能会发生其他后果，如表面损伤和磨损现象。图6显示了在0.1 V施加负载下，使用FFM获得的HM和HM-塑化薄膜的四个拓扑图像（2 μm × 2 μm）。薄膜表面沿悬臂长轴的正交方向进行扫描。图6清楚地显示了FFM尖端在纳米摩擦测量过程中对HM和HM-塑化薄膜表面拓扑结构的磨损痕迹。这些拓扑图像清楚地展示了摩擦测量期间发生的表面变化。随着HM-塑化薄膜的弹性模量下降，其耐磨性降低。在高PEG含量下，表面变化非常明显。为了评估这些变化，表6显示了在0.1 V施加负载下摩擦测量后的最大划痕深度和算术平均粗糙度（Ra）。这些参数表明，随着增塑剂的添加，有显著的变化，尤其是对于含有30%和40%PEG的HM-塑化薄膜。即使是较低的施加负载，表面变形和低耐磨性也很明显。表面变形和低耐磨性的原因可以归结为以下几点：首先，PEG通过其在HM聚合物链中的羟基团与无水葡萄糖骨架上的羟基丙基团之间形成氢键，增加了HM-塑化薄膜的亲水性，有利于水分子在薄膜表面的吸附。由于HM和PEG都是水溶性聚合物，HM-PEG聚合物链会膨胀，从而使得划痕现象更容易发生。其次，HM-塑化薄膜的纳米粘附力和纳米摩擦力的增加是由于AFM尖端与薄膜表面接触区内的粘附作用的发展。在这种情况下，纳米尺度上的接触压力在观察到的划痕现象中起着重要作用。第三，含有40%（w/w HM）PEG的HM-塑化薄膜观察到的显著拓扑变化可能是由于增塑剂过量[29]，导致HM基质和PEG之间可能发生了相分离。

3.7 HM和HM-塑化薄膜的宏观摩擦
使用传统的针-盘摩擦仪分析了HM和HM-塑化薄膜的宏观摩擦行为，该仪器可以记录阻碍球体运动的切向力（FF），同时支撑HM薄膜的玻璃板以特定速度旋转。施加了2到10 N范围内的各种法向力（FN）。为了评估HM和HM-塑化薄膜的摩擦特性，根据阿蒙顿定律计算了摩擦系数，即用摩擦力FF除以法向力FN。图7显示了HM和HM-塑化薄膜的摩擦系数随滑动距离的变化。施加在玻璃球上的法向力为2 N，滑动速度为5 mm/s，滑动距离为100 mm。图7显示了对于固定PEG浓度，摩擦系数随滑动距离的变化。在2 N法向力下，可以明显看到摩擦系数随PEG含量的减少。PEG降低了玻璃球与HM-塑化薄膜表面之间的摩擦力。此外，结果显示（未在图中显示），摩擦力值与施加的法向力呈线性关系。在这种表示中，线的斜率代表了宏观尺度上的平均摩擦系数。图8显示了随着HM薄膜中增塑剂的添加，宏观尺度上的平均摩擦系数（μmacro）的变化。图8显示，随着PEG含量的增加，平均摩擦系数从纯HM薄膜的0.38降低到添加40%PEG后的0.18。这些发现突出了PEG在HM-塑化薄膜表面的润滑作用，这在纳米尺度上并未观察到。这种效应是由于接触滑动区内的物理特性造成的。PEG的添加软化薄膜，并减少了HM聚合物链疏水基团之间的相互作用，取而代之的是PEG分子的羟基团与HM链无水葡萄糖骨架上的羟基丙基团之间的氢键的形成。PEG在HM链中的插入促进了玻璃球滑动时的剪切变形。摩擦力的减少是由于富含PEG的HM链的简单变形，使玻璃球更容易在薄膜表面上移动。纳米尺度和宏观尺度上的滑动特性差异是由于接触区内的接触压力以及两种尺度上粘附力的不同作用。在宏观尺度上，接触压力远低于纳米尺度。纳米粘附力可能会以宏观摩擦力无法实现的方式干扰纳米摩擦力。

4. 讨论
根据获得的结果，需要讨论两个重要问题。首先，第一个问题是纳米尺度和宏观尺度上粘附力和摩擦特性的相关性；第二个问题是粘附力在摩擦实验中的作用。

4.1 HM和HM-塑化薄膜的纳米尺度与宏观尺度粘附力
图3显示了HM和HM-塑化薄膜的AFM粘附力（Fadh）随PEG含量的变化，而图4显示了PEG含量对宏观粘附力最大值的影响。在两个尺度上，随着增塑剂含量的增加，粘附力都会增加。然而，以nN（纳米尺度）或mN（宏观尺度）表示的力并不是标准化值。因此，考虑粘附能量Gadh（单位为J?m?2）更为有趣。在纳米尺度上，将AFM尖端从HM或HM-塑化薄膜表面分离所需的粘附能量是通过计算与分离步骤相关的尖端位移上的纳米粘附力积分来确定的。在宏观尺度上，将粘附探针从薄膜表面分离所需的粘附能量是通过计算与分离步骤相关的粘附探针位移上的粘附力积分来确定的。图9显示了宏观尺度上粘附能量随纳米尺度上粘附能量的变化。图9. 宏观尺度上粘附能的演变与纳米尺度上粘附能的关系。宏观尺度上获得的结果与纳米尺度上的结果一致，表明PEG分子插入到HM聚集体中在两种尺度上都具有相同的效果。HM-塑性化薄膜的粘附行为表现出良好的纳米/宏观相关性。HM-PEG的相容性主要得益于：首先，两亲性PEG分子的疏水性乙烯段与HM聚合物链的疏水取代基之间的相互作用；其次，PEG分子的羟基末端与脱水葡萄糖主链上取代的羟丙基之间的氢键形成了。这一特性使得纳米/宏观尺度上的粘附行为变化与HM薄膜中增塑剂的含量成线性比例关系。增塑剂插入HM聚集体后，纳米粘附力的两个组成部分（范德华力和毛细力）都增加了，从而影响了纳米尺度上的粘附能。宏观尺度上的实验表明，添加PEG会使薄膜软化并增加其分子流动性，进而提高其粘附能。

4.2 HM和HM-塑性化薄膜的纳米尺度与宏观尺度摩擦力对比
先前的研究显示，HM-塑性化薄膜的粘附能在纳米和宏观尺度上都表现出相同的趋势。然而，摩擦性能却有所不同。为了进行清晰的比较，图10展示了宏观尺度上摩擦系数随纳米尺度上摩擦系数的演变。图10显示，HM薄膜中添加增塑剂会使得纳米尺度上的摩擦系数（μnano）增加（见表5）。然而，在宏观尺度上摩擦系数（μmacro）却有所下降（见图8）。图10表明，纳米尺度上的高摩擦系数对应于宏观尺度上的低摩擦系数，反之亦然。观察到了两个线性阶段：第一个线性阶段对应于PEG含量从0%到30%（w/w）时的摩擦系数线性下降；第二个线性下降阶段对应于PEG含量从30%到40%（w/w）时的摩擦系数下降，但这种下降较为平缓。为了解释线性趋势线的变化，提出了在高PEG含量（>30% w/w）时HM-PEG发生相分离的假设。此外，摩擦系数的变化与PEG含量呈线性关系。在宏观尺度上，增塑剂起到了润滑剂的作用（减少了摩擦系数），而在局部尺度上却观察到了相反的现象（增加了摩擦系数）。两种尺度下探针所受的接触压力差异可以解释这一现象。在纳米尺度上，探针（AFM尖端）所受的载荷范围为1至100 nN，接触面积根据DMT模型[30]计算，为2πR2，其中R为尖端半径，因此纳米尺度上的接触压力范围为10–1000 N·m?2。而在宏观尺度上，玻璃球上的接触压力约为100 N·m?2。此外，由于纳米尺度上的接触压力较大，粘附强度也可能是导致HM-塑性化薄膜纳米摩擦行为增加的另一个因素。

4.3 HM和HM-塑性化薄膜的粘附与摩擦之间的相互作用
为了明确理解粘附与摩擦之间的相互作用，图11展示了粘附能（Gadh）随摩擦系数（μ）的演变情况，分别在纳米尺度（a）和宏观尺度（b）进行了探讨。图11显示，在纳米尺度上，由于增塑剂的加入导致的毛细力增加，纳米粘附力的增加促进了摩擦系数的相应增加。观察到两个线性阶段：第一个线性阶段对应于PEG含量从0%到30%（w/w）时的摩擦系数线性上升；第二个线性上升阶段对应于PEG含量从30%到40%（w/w）时的摩擦系数上升，但这种上升不那么明显。高PEG含量（>30% w/w）时HM-PEG相分离的假设被用来解释线性趋势线的变化。此外，这一结果（图11a）验证了纳米摩擦实验中对传统阿蒙顿定律（Amonton’s law）的修正。实际上，在零载荷情况下的纳米摩擦力（FnF0）会影响纳米摩擦实验中的纳米粘附力，因此在计算纳米摩擦系数时必须考虑这一因素（见公式（2））。而在宏观尺度上，粘附能的增加是因为增塑剂降低了HM链的玻璃化转变温度，从而提高了分子的流动性以及与探针- tack板的界面相互作用，导致分离过程中的能量耗散增加，从而导致摩擦系数相应降低。实际上，摩擦系数随着增塑剂的添加而显著下降（见图8），这突显了PEG在HM-塑性化薄膜表面上的润滑作用，而在纳米尺度上并未观察到这一现象。

5. 结论
本研究的目的是探讨低分子量PEG亲水性增塑剂对羧甲基纤维素（hypromellose）薄膜整体和表面特性的影响。增塑剂的添加改变了薄膜的热学和力学性能：当增塑剂含量从0%增加到40%（w/w）时，玻璃化转变温度从138 °C降至41 °C，杨氏模量从1500 MPa降至88 MPa，拉伸强度从12 MPa降至38 MPa。增塑剂还对表面性质产生影响，将塑性化薄膜的表面能从43 mJ·m?2提高到74 mJ·m?2，体现了薄膜的亲水性特征。范德华力和毛细力的同时增加导致了纳米尺度上粘附力的线性上升；同时，增塑剂通过插入HM聚集体降低了HM链的玻璃化转变温度，从而在增塑剂含量从0%增加到40%（w/w）时，宏观粘附力从9 mN增加到90 mN。纳米摩擦力的变化呈线性趋势，这与PEG含量和所施加的载荷有关。向HM薄膜中添加20%的PEG会使纳米摩擦力在固定载荷下增加15%，而添加30%和40%的PEG则分别使纳米摩擦力增加30%和55%，同时纳米尺度上的摩擦系数也相应增加。因此，随着增塑剂含量的增加，HM-塑性化薄膜的耐磨性减弱。宏观尺度上塑性化薄膜的摩擦学性质与纳米尺度上的性质相反，这是一个新的发现。实际上，平均摩擦系数从纯HM薄膜的0.38降至添加40%PEG（w/w）后的0.18。这些发现突显了PEG在HM-塑性化薄膜表面的润滑作用，而在纳米尺度上并未观察到这一现象。最后，讨论了纳米尺度与宏观尺度上粘附和摩擦性质的关联，以及粘附在摩擦实验中的作用。HM-塑性化薄膜的粘附行为表现出良好的纳米/宏观相关性，表明PEG分子插入HM聚集体中在两种尺度上都具有相同的效果。这一结果是前所未有的。相比之下，摩擦性质并未表现出这种相关性。纳米尺度上的高摩擦系数对应于宏观尺度上的低摩擦系数，反之亦然；观察到了两个线性阶段：第一个线性阶段对应于PEG含量从0%到30%（w/w）时的摩擦系数下降；第二个线性下降阶段对应于PEG含量从30%到40%（w/w）时的摩擦系数下降，但下降幅度较小。提出了两种尺度下探针所受接触压力差异的假设，以及高PEG含量（>30% w/w）时HM-PEG表面相分离的假设，以解释这种差异。此外，由于纳米尺度上的接触压力较大，接触区域内的粘附强度也可能是导致HM-塑性化薄膜纳米摩擦行为增加的另一个因素。所有这些原创性结果使我们能够对纳米摩擦实验中的传统阿蒙顿定律进行修正。实际上，在零载荷情况下的纳米摩擦力会影响纳米摩擦实验中的纳米粘附力，因此在计算纳米摩擦系数时必须考虑这一因素。