夏伶勤，韓建民，崔世海，楊智勇，李衛(wèi)京

(1 北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044；2 天津科技大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，天津 300222)

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SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜的生長(zhǎng)規(guī)律與性能

夏伶勤1，韓建民1，崔世海2，楊智勇1，李衛(wèi)京1

(1 北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044；2 天津科技大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，天津 300222)

Science and Technology，Tianjin 300222，China)

采用微弧氧化法在SiCp/A356復(fù)合材料表面沉積獲得連續(xù)致密的陶瓷膜，測(cè)定了陶瓷膜的生長(zhǎng)曲線和顯微硬度，利用SEM與XRD分析了陶瓷膜的組織形貌和相組成，考察了金屬基復(fù)合材料微弧氧化膜的耐磨和防腐性能。結(jié)果表明：SiC增強(qiáng)體阻礙了微弧氧化膜的生長(zhǎng)，但它并未破壞其完整性；微弧氧化處理初始階段，陶瓷膜生長(zhǎng)方式以向外生長(zhǎng)為主，陶瓷膜主要由γ-Al2O3相組成；30min后，向外生長(zhǎng)逐漸變慢，向內(nèi)生長(zhǎng)開(kāi)始增強(qiáng)；處理20min之后，陶瓷膜主要由γ-Al2O3，α-Al2O3相和莫來(lái)石相構(gòu)成；膜層耐磨性良好，耐腐蝕性能得到明顯改善。

鋁基復(fù)合材料；微弧氧化；陶瓷涂層；生長(zhǎng)規(guī)律；磨損率

碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具備高比強(qiáng)度和比剛度、耐磨、低熱膨脹系數(shù)、良好的尺寸穩(wěn)定性與導(dǎo)熱性等優(yōu)異的力學(xué)性能和物理性能，在軌道交通、航空、航天等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。德國(guó)KNORR公司制造的鋁基復(fù)合材料制動(dòng)盤(pán)已安裝在歐洲城軌列車(chē)上運(yùn)行[4]。從鋁基復(fù)合材料制動(dòng)盤(pán)研發(fā)和應(yīng)用中發(fā)現(xiàn)，制動(dòng)盤(pán)摩擦表面出現(xiàn)了嚴(yán)重劃傷和犁溝現(xiàn)象，究其原因是摩擦面的較高溫升使鋁基復(fù)合材料的基體軟化，不能承受硬質(zhì)點(diǎn)的犁削而形成劃傷[5]。采用表面處理技術(shù)在鋁基復(fù)合材料表面制備保護(hù)膜是解決摩擦面劃傷的有效手段[6-8]，但由于鋁基復(fù)合材料中的碳化硅增強(qiáng)體為半導(dǎo)體材料，傳統(tǒng)的陽(yáng)極氧化法很難在其表面形成均勻連續(xù)的陽(yáng)極氧化膜，并且陽(yáng)極氧化膜也比較薄，無(wú)法滿(mǎn)足制動(dòng)盤(pán)服役需求。

微弧氧化(Micro-Arc Oxidation, MAO)是一種在有色金屬(A1，Mg，Ti等)表面原位生長(zhǎng)陶瓷層的表面處理技術(shù)[9]。它與傳統(tǒng)陽(yáng)極氧化相比，其氧化膜與基體屬于冶金結(jié)合，結(jié)合牢固，而膜層為陶瓷結(jié)構(gòu)，硬度高，能夠有效提高基體材料的耐磨耐蝕性能[10-13]。由于增強(qiáng)體的存在，鋁基復(fù)合材料的微弧氧化過(guò)程不同于鋁合金[14-17]，薛文斌[15]研究了SiCp/2024Al的生長(zhǎng)規(guī)律及性能，Cui等[16]和Lee等[17]分析了硅酸鹽體系中SiCp/A356微弧氧化陶瓷膜的耐磨性能，但均沒(méi)有揭示其膜層生長(zhǎng)規(guī)律。本工作采用微弧氧化技術(shù)，在SiCp/Al復(fù)合材料表面得到了均勻致密的陶瓷膜，研究了SiCp/A356復(fù)合材料表面生長(zhǎng)陶瓷膜的形貌特征及相組成，同時(shí)對(duì)陶瓷膜的生長(zhǎng)過(guò)程、耐磨損及耐腐蝕性能進(jìn)行了分析。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為攪拌鑄造法制備的SiCp/A356鋁基復(fù)合材料，A356鋁合金含有7.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Si，0.42%Mg；SiCp體積分?jǐn)?shù)為20%，平均粒徑為20μm。試樣加工成φ30mm×1mm，試樣表面經(jīng)砂紙打磨并除油清洗。在北京交通大學(xué)自制的微弧氧化設(shè)備上進(jìn)行氧化處理，電流密度為4A/dm2，頻率為50Hz，占空比為50%，電解液采用鋁酸鹽體系(質(zhì)量濃度為10g/L NaAlO2，2g/L NaOH，1g/L NaF)，啟動(dòng)冷卻系統(tǒng)控制電解液溫度不超過(guò)40℃。

采用ISOCOPE MPOD型渦流測(cè)厚儀測(cè)量微弧氧化陶瓷膜的厚度。采用JSM5800型掃描電子顯微鏡觀察試樣表面形貌和截面組織，采用D/max2200pc型自動(dòng)X射線衍射儀(Cu靶，Kα射線)分析膜層的相組成。利用HX-500型顯微硬度計(jì)測(cè)量陶瓷膜的顯微硬度，載荷為0.98N，加載時(shí)間15s。摩擦實(shí)驗(yàn)在MPX-2000型銷(xiāo)-盤(pán)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，摩擦副為經(jīng)過(guò)淬火處理的GCr15圓盤(pán)(硬度HRC62)。滑動(dòng)速率分別為0.5,1.0,1.2,1.5m/s，施加載荷為300N，滑動(dòng)距離為1.5km，干摩擦。耐腐蝕性實(shí)驗(yàn)則在HK-2型鹽霧試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2　結(jié)果與分析

2.1微弧氧化陶瓷膜生長(zhǎng)規(guī)律

圖1為微弧氧化陶瓷膜的結(jié)構(gòu)模型。圖2為陶瓷膜的生長(zhǎng)曲線，用渦流測(cè)厚儀測(cè)試陶瓷膜的厚度H，用千分尺測(cè)試相同位置鋁基復(fù)合材料試樣在微弧氧化處理前、后的尺寸變化，計(jì)算出陶瓷膜向外生長(zhǎng)厚度Hout，然后計(jì)算出向內(nèi)生長(zhǎng)厚度Hin。圖2給出了H，Hout和Hin隨氧化時(shí)間的變化規(guī)律?？梢钥闯?，在氧化過(guò)程的前30min，陶瓷膜厚度與向外生長(zhǎng)尺寸相差不大，說(shuō)明此時(shí)陶瓷膜以向外生長(zhǎng)為主，向基體方向生長(zhǎng)的厚度較小，陶瓷膜厚度增加速率較快；氧化時(shí)間達(dá)到30min后，隨氧化時(shí)間的延長(zhǎng)陶瓷膜繼續(xù)增厚，但向外生長(zhǎng)的增加量占陶瓷膜厚度的比例逐漸降低，說(shuō)明此時(shí)陶瓷膜開(kāi)始向基體內(nèi)生長(zhǎng)，30min后陶瓷膜同時(shí)向基體內(nèi)外生長(zhǎng)。SiCp/2024Al微弧氧化生長(zhǎng)規(guī)律分析表明[15]，在硅酸鹽電解液體系中復(fù)合材料陶瓷膜初期也是以向外生長(zhǎng)為主，向內(nèi)生長(zhǎng)為輔；而ZL101鋁合金陶瓷膜生長(zhǎng)趨勢(shì)表明[13]：陶瓷膜初期以向外生長(zhǎng)為主，后期以向內(nèi)生長(zhǎng)為主。這說(shuō)明SiC顆粒阻礙了陶瓷膜向內(nèi)生長(zhǎng)。

圖1　微弧氧化陶瓷膜的結(jié)構(gòu)模型Fig.1　The structure model of the MAO ceramic coatings

圖2　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜生長(zhǎng)曲線Fig.2　Growth curves of micro-arc oxidation ceramic coating on SiCp/A356 composite

圖3為A356鋁合金和SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜厚度隨氧化時(shí)間的變化規(guī)律。由圖3可知，陶瓷膜的厚度隨氧化時(shí)間的延長(zhǎng)而增加。反應(yīng)前100min，膜層生長(zhǎng)迅速，A356和SiCp/A356膜層生長(zhǎng)速率分別達(dá)到1.37，1.12μm/min。100min后，A356膜層厚度增長(zhǎng)變緩，SiCp/A356膜層厚度甚至略有降低。這可能是由于氧化后期放電火花比較稀松，膜層生長(zhǎng)動(dòng)力不足造成的。比較兩條曲線可知，同樣的處理?xiàng)l件下，兩種材料膜層生長(zhǎng)規(guī)律類(lèi)似，但A356比SiCp/A356膜層厚，這與復(fù)合材料中SiC顆粒對(duì)陶瓷膜生長(zhǎng)的阻礙作用有關(guān)[15]。從微弧氧化陶瓷膜的外觀質(zhì)量來(lái)看，氧化時(shí)間較短時(shí)膜層表面均勻光滑，隨著氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，膜層粗糙度增加。當(dāng)氧化時(shí)間超過(guò)100min后，過(guò)長(zhǎng)的氧化時(shí)間會(huì)導(dǎo)致陶瓷膜粗糙甚至剝落，因此，微弧氧化時(shí)間的選擇應(yīng)綜合考慮膜層厚度、表面質(zhì)量及生產(chǎn)效率等因素。

圖3　陶瓷膜的厚度隨微弧氧化處理時(shí)間的變化Fig.3　Variation of coating thickness with MAO treatment time

2.2微弧氧化陶瓷膜的表面形貌

經(jīng)過(guò)微弧氧化處理后的SiCp/A356鋁基復(fù)合材料表面呈灰白色，其表面形貌如圖4所示。由圖4(a)，(b)可見(jiàn)，氧化時(shí)間為20min時(shí)，陶瓷膜表層均勻分布著許多小顆粒狀物，膜表面分布有很多孔洞，它們大小不一，大的直徑可達(dá)到15μm，小的直徑不足3μm。這些孔洞是未封閉的等離子體放電通道，每一次放電都是一個(gè)絕緣擊穿過(guò)程。由圖4(c)，(d)可見(jiàn)，氧化時(shí)間為60min時(shí)，膜表面顆粒變得粗大，分布均勻性降低，孔洞數(shù)量減少，直徑在10μm左右，說(shuō)明隨氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，等離子體放電通道逐漸封閉，陶瓷膜粗糙度增加。在SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化處理過(guò)程中，試樣表面首先形成非常薄的陽(yáng)極氧化膜，氧化膜的不斷增厚使其電阻增大，最終形成有效的阻擋層；當(dāng)分配在阻擋層上的電場(chǎng)強(qiáng)度足夠大時(shí)阻擋層的薄弱部位(如微孔、裂紋、缺陷等)優(yōu)先被擊穿，擊穿瞬間產(chǎn)生的等離子體溫度高達(dá)8000K，這一溫度足以熔化微區(qū)內(nèi)的基體和阻擋層，而周?chē)碾娊庖簻囟忍幱谑覝?，熔化物被快速冷卻燒結(jié)成陶瓷結(jié)構(gòu)。當(dāng)?shù)入x子體遇到SiC顆粒時(shí)，顆粒的外表面在放電微區(qū)的瞬間高溫作用下，Si元素被氧化形成SiO2，C元素以CO2的形式放出，SiC顆粒變小或者完全消失，熔融物質(zhì)將未轉(zhuǎn)變的碳化硅顆粒覆蓋，使膜層仍然保持連續(xù)和完整。

圖5為SiCp/A356鋁基復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜截面組織形貌圖。由圖5可見(jiàn)，膜層分為內(nèi)外兩層，外層有裂紋和較大的孔洞，內(nèi)層也分布有一些微孔，但膜層仍較為致密，膜-基界面附近的膜層中沒(méi)有大的孔洞，說(shuō)明膜-基結(jié)合良好。由圖5還可以看出，有一些SiCp出現(xiàn)在膜-基界面處，而膜層內(nèi)部并沒(méi)有SiCp。膜-基界面處SiCp上方膜層厚度遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于其他膜層，說(shuō)明SiCp阻擋陶瓷膜向內(nèi)生長(zhǎng)。SiCp與周?chē)沾赡そY(jié)合良好，在微弧氧化過(guò)程中形成高溫微區(qū)促使SiCp發(fā)生分解并參與成膜反應(yīng)，變成氧化物。

圖4　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜表面形貌　(a)，(b)微弧氧化處理20min；(c)，(d)微弧氧化處理60minFig.4　Surface morphologies for ceramic coatings on SiCp/A356 composite by MAO(a),(b)the sample deposited for 20min;(c),(d)the sample deposited for 60min

圖5　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜截面形貌　(a)微弧氧化處理20min；(b)微弧氧化處理60minFig.5　Cross-section morphologies for ceramic coatings on SiCp/A356 composite by MAO(a)the sample deposited for 20min;(b)the sample deposited for 60min

2.3陶瓷膜層元素分布與相組成

圖6為SiCp/A356鋁基復(fù)合材料MAO陶瓷膜XRD圖譜。由圖6可見(jiàn)，陶瓷膜主要由莫來(lái)石相和鋁的氧化物組成。從圖6曲線a可以看出，氧化5min時(shí)陶瓷膜主要由γ-Al2O3組成，基體鋁的衍射峰強(qiáng)度較高，這是由于此時(shí)的陶瓷膜厚度較薄(約6μm)且存在許多孔洞使得X射線穿透陶瓷膜打在鋁基體上造成的。氧化20min時(shí)陶瓷膜中γ-Al2O3相的衍射峰強(qiáng)度顯著提高，基體鋁的衍射峰強(qiáng)度急劇降低，出現(xiàn)了莫來(lái)石相和少量α-Al2O3相的衍射峰。氧化60min時(shí)，表面層相組成與處理20min時(shí)膜層組成相近，但基體鋁的衍射峰消失，這也證實(shí)了陶瓷膜具有一定厚度；圖6曲線d是60min試樣致密層的XRD圖譜，致密層主要由α-Al2O3相和莫來(lái)石相組成，γ-Al2O3相衍射峰的強(qiáng)度較表面層低。

圖6　SiCp/A356復(fù)合材料陶瓷層的XRD圖譜Fig.6　XRD patterns of micro-arc oxidation ceramic coating on SiCp/A356 composite

在微弧氧化初期，陶瓷層主要由γ-Al2O3組成，這是由于在較大過(guò)冷度下，γ相形核率大于α相形核率，而此時(shí)火花細(xì)小能量較低不能為α-Al2O3的形成創(chuàng)造條件。隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，電壓升高，發(fā)生擊穿時(shí)火花能量增大，試樣表面會(huì)形成一個(gè)高溫高壓微區(qū)，在這個(gè)微區(qū)內(nèi)生成的γ-Al2O3就會(huì)較容易地轉(zhuǎn)變?yōu)闊崃W(xué)穩(wěn)定的α-Al2O3相。大量的莫來(lái)石相的出現(xiàn)表明鋁基復(fù)合材料微弧氧化過(guò)程中SiC顆粒發(fā)生了分解，并參與了微弧放電區(qū)的反應(yīng)。文獻(xiàn)[15]表明電解質(zhì)溶液也參與了反應(yīng)，電解液成分對(duì)陶瓷膜組成的影響將在后續(xù)研究中進(jìn)行。

2.4陶瓷膜的顯微硬度

圖7　微弧氧化陶瓷膜橫截面的顯微硬度分布Fig.7　Microhardness of the MAO ceramic coatings on A356 and SiCp/A356

圖7所示為A356和SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜橫截面的顯微硬度。A356和復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜的硬度范圍分別在600～1890HV，570～1478HV，而基體的硬度在80HV左右。顯然，陶瓷膜的硬度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于基體材料。在距離A356基體/陶瓷膜界面10μm左右，陶瓷膜的硬度迅速提高到1200HV。隨著與基體/陶瓷膜界面距離的增加，陶瓷膜的硬度呈現(xiàn)出先迅速提高，后逐漸下降的趨勢(shì)，在距離界面23μm處達(dá)到了最大值1890HV。鋁基復(fù)合材料陶瓷膜的硬度分布與A356陶瓷膜硬度的分布具有相似的規(guī)律，不同的是鋁基復(fù)合材料陶瓷膜的硬度略低，其顯微硬度最高值約為1406HV，出現(xiàn)在距離基體/陶瓷膜界面約20μm處。這說(shuō)明SiC增強(qiáng)體對(duì)陶瓷膜整體的顯微硬度影響不大。陶瓷膜的硬度隨膜厚的變化趨勢(shì)是與陶瓷膜的相結(jié)構(gòu)及孔隙率的變化相對(duì)應(yīng)。陶瓷膜的內(nèi)層比較致密，且α-Al2O3含量較多，因此顯微硬度較高；而在陶瓷膜的外層，膜層主要由γ-Al2O3和莫來(lái)石相組成，且陶瓷膜外層比較疏松，孔洞較多，因此顯微硬度較低。

2.5摩擦學(xué)性能

采用MPX-2000型銷(xiāo)-盤(pán)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)基體試樣(試樣編號(hào)SUB-0#)和不同處理時(shí)間微弧氧化試樣(試樣編號(hào)MAO-1#)進(jìn)行摩擦學(xué)性能分析。在精度為0.1mg的電子天平上對(duì)磨損前后的試樣進(jìn)行稱(chēng)重，并以此計(jì)算出試樣磨損率，每個(gè)實(shí)驗(yàn)點(diǎn)至少取3個(gè)數(shù)據(jù)。

圖8為SiCp/A356復(fù)合材料基體和微弧氧化試樣摩擦因數(shù)隨滑動(dòng)距離的變化。微弧氧化試樣摩擦因數(shù)為0.78～0.90，而復(fù)合材料摩擦因數(shù)為0.41～0.50。180m之后微弧氧化試樣摩擦因數(shù)減小到0.75～0.82，這是由于疏松的層被磨掉露出致密的耐磨層，此時(shí)摩擦阻力較小，因而摩擦因數(shù)也減小。另外，由圖8還可以看出：陶瓷膜的摩擦因數(shù)高于復(fù)合材料基體，這反映出它們有不同的磨損機(jī)制。在銷(xiāo)-盤(pán)實(shí)驗(yàn)大載荷條件下，陶瓷膜硬度高，此時(shí)黏著點(diǎn)的強(qiáng)度低于摩擦副的強(qiáng)度，剪切發(fā)生在結(jié)合面上，因此雖然摩擦因數(shù)較大，但磨損不大。復(fù)合材料表面部分剝落形成的凹坑儲(chǔ)存了被切削下來(lái)的鐵屑、鋁屑以及剝落后破碎的SiC顆粒，這些復(fù)雜成分的磨屑在復(fù)合材料表面形成一個(gè)機(jī)械混合層在摩擦過(guò)程中起潤(rùn)滑作用[18]，降低了復(fù)合材料的摩擦因數(shù)。

圖8　無(wú)涂層試樣與微弧氧化涂層試樣摩擦因數(shù)隨滑動(dòng)距離的變化Fig.8　Variation of friction coefficient with the sliding distance for the substrate and the micro-arc oxidation coating samples

圖9為SiCp/A356復(fù)合材料基體和微弧氧化試樣在300N載荷和不同滑動(dòng)速率(0.5,1,1.2,1.5m/s)下的磨損率。比較鋁基復(fù)合材料與陶瓷膜的磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，在盤(pán)-銷(xiāo)接觸條件下，滑動(dòng)速率較低時(shí)，復(fù)合材料與陶瓷膜具有相當(dāng)?shù)哪p率；但在滑動(dòng)速率為1.5m/s、載荷為300N條件下，復(fù)合材料發(fā)生嚴(yán)重磨損，其磨損率遞增了幾個(gè)數(shù)量級(jí)，而陶瓷膜的磨損率只是略有增加僅為20.75mg/km，復(fù)合材料磨損量是陶瓷膜磨損量的190倍左右。這說(shuō)明陶瓷膜能夠提高鋁基復(fù)合材料在高速高載條件下的耐磨性能。

圖9　無(wú)涂層試樣與微弧氧化涂層試樣在載荷為300N時(shí)磨損率隨滑動(dòng)速率的變化Fig.9　Variation of wear rate with sliding velocity for the substrate and the micro-arc oxidation coating samples

2.6中性鹽霧腐蝕實(shí)驗(yàn)

SiCp/A356試樣和微弧氧化試樣進(jìn)行120h中性鹽霧腐蝕實(shí)驗(yàn)。在精度為0.1mg的電子天平上對(duì)腐蝕前后的試樣進(jìn)行清洗烘干后稱(chēng)重，腐蝕失重率(ΔW)的計(jì)算公式為ΔW=(W1-W)/W×100%，其中W1和W分別為腐蝕前后試樣的質(zhì)量。試樣上的非測(cè)試區(qū)域用酚醛樹(shù)脂進(jìn)行封閉處理。實(shí)驗(yàn)溶液為質(zhì)量濃度(50±5)g/L的中性氯化鈉溶液，實(shí)驗(yàn)過(guò)程中鹽霧箱內(nèi)溫度恒定保持在(35±2)℃。連續(xù)噴霧，每天觀察并記錄試樣變化情況。經(jīng)24h中性鹽霧腐蝕實(shí)驗(yàn)后，SiCp/A356試樣表面出現(xiàn)腐蝕斑點(diǎn)，120h后基體試樣變得凹凸不平，附著大量的腐蝕產(chǎn)物，經(jīng)清洗烘干后發(fā)現(xiàn)許多腐蝕坑散亂地分布在基體表面。而陶瓷膜達(dá)到一定厚度時(shí)，試樣表面無(wú)任何腐蝕現(xiàn)象發(fā)生，說(shuō)明該涂層具有優(yōu)良的耐腐蝕性能。

圖10　微弧氧化陶瓷膜腐蝕失重率隨厚度的變化Fig.10　Variation of corrosion rate with thickness of MAO ceramic coating

圖10為陶瓷膜的腐蝕失重率隨陶瓷膜厚度的變化關(guān)系。由圖10可知，當(dāng)陶瓷膜厚度僅為6μm時(shí)，腐蝕失重率就出現(xiàn)了顯著下降的現(xiàn)象，隨后下降速率變緩，當(dāng)陶瓷膜厚度大于20.2μm后，腐蝕失重率隨膜層厚度的變化不明顯，腐蝕失重率趨于穩(wěn)定。圖10的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，陶瓷膜厚度為6μm時(shí)，復(fù)合材料表面已經(jīng)生成了較為完整的陶瓷膜，可有效地阻擋腐蝕介質(zhì)對(duì)基體表面的腐蝕；當(dāng)膜厚度達(dá)到20.2μm，進(jìn)一步增加厚度對(duì)降低腐蝕率的貢獻(xiàn)不大，反而會(huì)延長(zhǎng)處理時(shí)間、增加電耗，工程應(yīng)用意義不大，因此20.2μm膜厚可以認(rèn)為是復(fù)合材料微弧氧化防腐處理的合理厚度。進(jìn)一步分析認(rèn)為，隨陶瓷膜厚度增加，陶瓷膜外層孔洞變大，內(nèi)部缺陷增多，因此微弧氧化材料的耐腐蝕性能與陶瓷膜的厚度并不成正比例關(guān)系。

不同氧化時(shí)間處理的陶瓷膜的耐腐蝕性能差異與陶瓷膜的表面形貌和相結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。如前所述，微弧氧化時(shí)間較短時(shí)陶瓷膜表面孔洞較多，腐蝕介質(zhì)能夠通過(guò)微孔對(duì)基體材料進(jìn)行腐蝕，此時(shí)陶瓷膜表面孔隙率的大小是決定其耐腐蝕性的主要原因；氧化時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)陶瓷膜表面雖然也有孔洞，但孔洞并沒(méi)有貫穿整個(gè)膜層，氧化時(shí)間超過(guò)20min時(shí)，陶瓷膜主要由α-Al2O3,γ-Al2O3和莫來(lái)石等陶瓷相組成，α-Al2O3和莫來(lái)石都屬于穩(wěn)定的陶瓷相，因此陶瓷膜具有良好的耐腐蝕性。

3　結(jié)論

(1)利用微弧氧化技術(shù)在SiCp/A356復(fù)合材料表面生長(zhǎng)氧化物陶瓷膜，微弧氧化陶瓷膜在生長(zhǎng)初期以向基體外生長(zhǎng)為主，后期同時(shí)向基體內(nèi)外生長(zhǎng)，其中向基體外生長(zhǎng)的速率大于向基體內(nèi)生長(zhǎng)的速率。

(2)反應(yīng)初期陶瓷膜主要由γ-Al2O3相組成，隨氧化時(shí)間延長(zhǎng)，氧化膜表面層主晶相為γ-Al2O3相和莫來(lái)石相，致密層主晶相為α-Al2O3相，γ-Al2O3相和莫來(lái)石相。復(fù)合材料陶瓷膜硬度沿基體-陶瓷膜界面方向先迅速增加到最大值1406HV后逐漸下降。

(3)涂層試樣的耐磨性良好，摩擦速率較小時(shí)鋁基復(fù)合材料和微弧氧化試樣磨損率相當(dāng)，1.5m/s時(shí)鋁基復(fù)合材料發(fā)生嚴(yán)重磨損，而微弧氧化涂層試樣磨損率僅為20.75mg/km。

(4)微弧氧化處理可顯著提高復(fù)合材料的耐腐蝕性能，膜厚大于20.2μm的試樣經(jīng)120h中性鹽霧腐蝕后的表面無(wú)任何腐蝕現(xiàn)象發(fā)生。

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Growth Law and Properties of Ceramic Coatings on SiCp/A356 Composite Fabricated by Micro-arc Oxidation

XIA Ling-qin1，HAN Jian-min1，CUI Shi-hai2，YANG Zhi-yong1，LI Wei-jing1

(1 School of Mechanical,Electronic and Control Engineering，Beijing Jiaotong University，Beijing 100044，China；2 School of Mechanical Engineering,Tianjin University of

Compact ceramic coatings were fabricated on the SiCp/A356 composite surface by micro-arc oxidation(MAO). The growing curve and microhardness of coatings were determined. The morphology and phase composition of ceramic coatings were analyzed by scanning electron microscopy and X-ray diffraction respectively. The tribological properties and corrosion resistance of the coatings were investigated. The results show that the SiCphinders the coating growth, but the integrity of coating is not disrupted. At initial stage of MAO, outward-growth dominates the growth behavior of the coatings in the total thickness. Starting from 30min, the total thickness of the coatings increases gently and the total growth rate declines sharply; at this stage, the outward growth gradually slows down, and the inward growth maintains persistent enhancement. The oxide coating is mainly composed of γ-Al2O3at the initial reaction stage and composed of γ-Al2O3,α-Al2O3and mullite after 20min. The ceramic coating shows good wear and excellent corrosion resistance.

aluminum matrix composite;micro-arc oxidation;ceramic coating;growth law;wear rate

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51271076，51474101)

2014-07-10；

2015-07-22

高文理(1964-)，男，副教授，工學(xué)博士，研究方向：鋁合金、鎂合金及金屬基復(fù)合材料，聯(lián)系地址：湖南省長(zhǎng)沙市麓山南路2號(hào)湖南大學(xué)材料學(xué)院(410082)，E-mail：wenligaohd@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.006

TB333;TG174.4

A

1001-4381(2016)01-0040-07