張菊梅，段鑫，王凱，張陽，蔡輝

（西安科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710054）

鎂鋰合金是最輕的合金，密度在1.35～1.65 g/cm3，具有比強(qiáng)度高、彈性模量低、降噪減震性能好、電磁屏蔽性能優(yōu)越、導(dǎo)熱性好等特點(diǎn)，同時(shí)還有良好的切削加工性能[1-3]。鎂鋰合金優(yōu)異的綜合性能使其成為航天航空、兵器工業(yè)、汽車、3C 產(chǎn)業(yè)、醫(yī)療產(chǎn)品等領(lǐng)域的理想結(jié)構(gòu)材料之一[4-6]。然而，鎂鋰合金組成元素的化學(xué)性質(zhì)活潑，耐腐蝕性能極差[7-9]，這嚴(yán)重限制了其發(fā)展和應(yīng)用。在諸多表面防護(hù)措施中，微弧氧化技術(shù)優(yōu)勢突出，且制備的MAO 膜層綜合性能優(yōu)異[10-11]，但MAO 膜層表面存在許多孔隙和微裂紋，防腐能力無法得到進(jìn)一步提升[12]。

研究發(fā)現(xiàn)，在MAO 陶瓷層表面制備一層其他薄膜，可以達(dá)到封堵微弧氧化孔洞的目的，能有效提高單層MAO 陶瓷層的耐腐蝕性能。目前，國內(nèi)外對于微弧氧化膜封孔處理的報(bào)道很多。Sun 等[13]利用溶膠-凝膠法在LA141 合金的微弧氧化陶瓷層表面制備了一層溶膠-凝膠涂層；Zhang 等[14]利用硬脂酸（SA）對Mg-1Li-1Ca 鎂合金的微弧氧化涂層進(jìn)行修飾，制備了超疏水表面。這兩種涂層均可將MAO 膜層的孔洞和微裂紋完全封閉，防護(hù)作用較好，但在制備過程中，涂層容易發(fā)生開裂，故耐腐蝕性能提升有限。Zeng等[15]通過浸涂、冷凍干燥的方法在Mg-1Li-1Ca 微弧氧化層表面制得了聚乳酸（PLA）膜層，具有一定的防護(hù)效果，但是PLA 膜層容易降解，難以長期防護(hù)。Zhang 等[16-17]分別在AZ31 鎂合金微弧氧化膜和陽極氧化膜表面制備了LDH 膜層，研究了其受MAO 膜層特性的影響，以及對陽極氧化和微弧氧化膜層耐蝕性的提升作用，取得的成果顯著。LDH 結(jié)構(gòu)可以在微弧氧化膜層表面乃至孔洞和微裂紋中生長，在適當(dāng)?shù)膶?shí)驗(yàn)條件下，能將孔洞和裂紋填充封閉。同時(shí)，得益于LDH 的離子交換特性，膜層試樣置于含有Cl–的腐蝕液中時(shí)，Cl–通過交換進(jìn)入LDH 板層內(nèi)部，可以有效抑制Cl–向膜基結(jié)合處滲透，從而達(dá)到耐腐蝕的效果。

雖然微弧氧化陶瓷層表面原位生長LDH 膜層的研究已陸續(xù)展開，但對高鋰含量的鎂鋰合金表面微弧氧化陶瓷層進(jìn)行Mg-Al LDH 膜層制備，以及對其微觀組織結(jié)構(gòu)和在3.5% NaCl 溶液中腐蝕規(guī)律的研究卻鮮有報(bào)道。本文著重研究不同水熱反應(yīng)溫度下Mg-Al LDH 膜層的生長規(guī)律以及其在3.5% NaCl 溶液中的析氫、失重等腐蝕行為，進(jìn)一步探討Mg-Al LDH/MAO復(fù)合膜層的形成機(jī)理，對改善鎂鋰合金耐蝕性具有重要的理論意義。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)所用材料為LA103Z 鎂鋰合金，其化學(xué)成分（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）為：9.5%～10.5% Li，2.5%～3.5%Al，2.5%～3.5% Zn，0.50% Si，0.05% Fe，0.05% Cu，其他元素為0.30%，余量為鎂。

使用線切割技術(shù)得到25 mm×25 mm×3 mm 的薄塊狀樣品。制備LDH/MAO 復(fù)合膜層的工藝路線為：原試樣→砂紙打磨除銹→去離子水沖洗→酒精沖洗→微弧氧化→去離子水沖洗→酒精沖洗→干燥→水熱法制備LDH→清水沖洗→干燥。其中，微弧氧化采用MAO101H 恒壓電源，型號(hào)為XA-10H，溶液為硅酸鹽體系，Na2SiO4的質(zhì)量濃度為12 g/L，電壓、頻率、時(shí)間和占空比分別為500 V、500 Hz、4 min 和10%。在制得的MAO 膜層表面制備LDH 膜時(shí)，所用溶液為Al(NO3)3，并用NaOH 將溶液pH 值保持在9～13。將配制好的溶液和試樣一同放入水熱反應(yīng)釜中，保持溶液浸沒試樣，并留出一定容積保存空氣，設(shè)置四個(gè)不同的反應(yīng)溫度（80、90、100、120 ℃），研究溫度參數(shù)對LDH 膜耐蝕性的影響。實(shí)驗(yàn)中用到的主要設(shè)備為水熱合成反應(yīng)釜（容積為50 mL）和電熱鼓風(fēng)干燥箱（101-0BS）。

將制得的不同參數(shù)的膜層試樣和基體在 3.5%NaCl 溶液中進(jìn)行腐蝕實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)裝置如圖1 所示。實(shí)驗(yàn)后，分別用失重率和析氫量對腐蝕情況進(jìn)行表征，浸泡實(shí)驗(yàn)進(jìn)行4 d，析氫實(shí)驗(yàn)持續(xù)8 d，每隔12 h記錄一次數(shù)據(jù)。失重率（m%）的計(jì)算公式為：

式中：m0為試樣浸泡之前的質(zhì)量，m為試樣浸泡一定時(shí)間后的質(zhì)量。

圖1 腐蝕實(shí)驗(yàn)裝置示意圖Fig.1 Corrosion experiment device diagram: a) immersion experiment; b) hydrogen evolution experiment

采用SEM（VEGA Ⅱ XMU）分別對所制備膜層的表面、截面形貌及浸泡腐蝕后的微區(qū)形貌進(jìn)行觀察，同時(shí)采用SEM 附帶的EDS 對復(fù)合膜層及浸泡腐蝕樣品進(jìn)行點(diǎn)掃描和面掃描，分析其化學(xué)成分。用XRD（D8 ADVANCE）分析對比基體和復(fù)合膜層的物相結(jié)構(gòu)，其中X 射線衍射儀采用銅靶材，連續(xù)掃描模式，掃描速度為10 (°)/min，衍射角為10°～80°，加速電壓為40 kV。

2 結(jié)果及分析

2.1 Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層形貌

圖2 不同水熱溫度下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層表面形貌Fig.2 The surface morphology of Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at different temperatures

圖2 是經(jīng)不同溫度水熱反應(yīng)18 h 后制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層表面SEM 形貌。圖中的孔洞是微弧氧化形成的孔隙結(jié)構(gòu)，在孔洞和裂紋周圍可以觀察到針狀結(jié)構(gòu)的LDH 薄膜，針狀結(jié)構(gòu)尺寸細(xì)小，整個(gè)分布于微弧氧化陶瓷層表面。隨著反應(yīng)溫度的升高，LDH 薄膜生長得越加密實(shí)，對微弧氧化陶瓷層表面微孔、縫隙的覆蓋也越加完善（圖2c、d）。在高倍率顯微鏡下發(fā)現(xiàn)，在100 ℃時(shí)，形成的針狀結(jié)構(gòu)明顯比80 ℃和90 ℃時(shí)的密集。而在120 ℃條件下得到的LDH 結(jié)構(gòu)尺寸較大且聚集更為緊密，將MAO 孔洞基本覆蓋。

為了進(jìn)一步明確所制備Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層的微觀組成，對其成分及分布進(jìn)行了EDS 面掃描分析，結(jié)果見圖3。發(fā)現(xiàn)該復(fù)合膜層由Mg、Al、O、Si、Na 組成，其中O、Si、Na 元素來自微弧氧化膜層，而Mg、Al 元素則主要來自LDH 膜層。其中，Si、Mg、O、Al 元素的面掃圖像亮點(diǎn)密集、分布均勻，而Na元素的分布較稀疏。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，Mg、Al 元素的面掃描光點(diǎn)幾乎均勻分布于整個(gè)膜層表面，微弧氧化孔洞處的亮點(diǎn)稍稀疏，結(jié)合圖2 Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層的形貌變化，即80 ℃水熱處理?xiàng)l件下，針狀結(jié)構(gòu)的LDH 膜層還較稀薄，不能很好地覆蓋MAO 陶瓷層，其主要沿孔洞分布。隨著處理溫度的升高，微弧氧化陶瓷層微孔、表面均已覆蓋LDH 膜層，其尺寸增大，變得更加均勻、致密。這也表明，采用水熱原位生長法可在微弧氧化陶瓷層上構(gòu)筑封孔效應(yīng)。

圖3 90 ℃下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層表面元素面掃描圖像Fig.3 Surface scan images for the surface of Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at 90 ℃

圖4 不同溫度下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層截面形貌Fig.4 The section morphology of Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at different temperatures

圖4 為不同水熱溫度條件下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層截面SEM 形貌，中部較薄的部分為Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層。在80、90、100 ℃條件下制備的復(fù)合膜截面均勻致密，而在120 ℃條件下制備的復(fù)合膜層最厚，但較為疏松。因LDH 膜層很薄，復(fù)合膜層厚度主要體現(xiàn)在MAO 膜上，120 ℃下的復(fù)合膜層厚而疏松，膜層之間出現(xiàn)大的空隙，其原因可能是水熱處理溫度太高，導(dǎo)致膜層剝離和分層。

圖5 是90 ℃水熱反應(yīng)18 h 條件下得到的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層的截面元素的線掃描結(jié)果?？梢钥闯?，Si、O、Na 元素是MAO 陶瓷層的重要組成元素，在圖像的開端和中部都保持著較高的含量，越靠近基體，其含量越低。在復(fù)合膜層最外側(cè)，Mg、Al含量較高，是由于最外層形成了Mg-Al LDH 膜層。隨著線掃描的進(jìn)行，Mg、Al 含量基本保持恒定，這是由于MgO、MgSiO4以及含Al 物質(zhì)的形成，該層為MAO 膜層。線掃描最深處（到達(dá)基體位置），Mg含量達(dá)到最大。因Al 在LA103Z 合金中的含量只占3%，并非主要成分，故在此處鋁含量并沒有明顯變化，與MAO 膜中的含量持平。

2.2 XRD 分析

對實(shí)驗(yàn)所用LA103Z 鎂鋰合金及制備的膜層進(jìn)行物相分析，結(jié)果如圖6 所示。在LA103Z 鎂鋰合金基體的XRD 圖譜中，出現(xiàn)了Li3Mg7、Li0.92Mg4.08、Mg17Al12、LiAl 相以及未發(fā)生固溶的Mg、Al 兩相。在80、90、100、120 ℃條件下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜試樣的相組成基本相同，X 射線穿過LDH/MAO 復(fù)合膜后到達(dá)基體，因此復(fù)合膜試樣中出現(xiàn)了基體相，此外，還多出了Mg(OH)2、MgO、MgSiO3、LDH 等相，其中MgO、MgSiO4相來自于MAO 陶瓷層。不同水熱處理的復(fù)合膜層在11.47°和22.94°處出現(xiàn)了LDH 特征衍射峰，隨著處理溫度的升高，LDH峰強(qiáng)愈加明顯，證明了MAO 膜層表面生成了雙金屬氫氧化物。同時(shí)，80 ℃復(fù)合膜層的LDH 衍射峰不明顯，可能是因?yàn)樯傻哪犹　?/p>

圖5 90 ℃下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層截面元素線掃描結(jié)果Fig.5 Line scan images for the cross section of Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at 90 ℃

圖6 基體與膜層的XRD 圖譜Fig.6 XRD patterns of substrate and coating: a) LA103Z Mg-Li alloy, b) MAO and Mg-Al LDH/MAO composite coating

2.3 浸泡實(shí)驗(yàn)和析氫實(shí)驗(yàn)

圖7 為不同水熱溫度下制備的Mg-Al LDH/MAO復(fù)合膜、MAO 樣品及基體試樣在3.5% NaCl 溶液中浸泡4 d 的失重率曲線?？梢钥闯?，基體試樣的失重率曲線位于負(fù)半軸，膜層試樣失重率曲線在正半軸。這是因?yàn)榛w試樣的腐蝕產(chǎn)物Mg(OH)2、Al(OH)3附于表面，且與基體結(jié)合緊密，不易去除，故而增重；而膜層試樣的腐蝕產(chǎn)物與膜層結(jié)合較弱，故而失重。膜層試樣失重速率較慢，失重率與時(shí)間呈線性關(guān)系，而基體的增重率曲線波動(dòng)較大。當(dāng)基體呈現(xiàn)增重趨勢時(shí)，增重速率較快，以致基體在浸泡96 h 時(shí)的增重率達(dá)到1.12%，幾乎為120 ℃膜層試樣失重率的2倍，遠(yuǎn)高于80、90、100 ℃膜層試樣的最大失重率0.34%。這說明基體試樣腐蝕嚴(yán)重，而各參數(shù)的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層均能抑制腐蝕，其中，80、90、100 ℃膜層的耐腐蝕性能優(yōu)于120 ℃的膜層。MAO膜層試樣的失重率略高于80、90、100 ℃的膜層試樣，但低于120 ℃的膜層試樣，可能的原因是，在溫度過高時(shí)，MAO 和LDH 膜層之間的膜基結(jié)合能力變?nèi)酢?/p>

圖7 試樣在3.5% NaCl 溶液中的失重率曲線Fig.7 Weight-loss curves of samples in 3.5% NaCl solution

為進(jìn)一步研究各樣品的耐腐蝕性能，分別對基體、MAO 樣品及復(fù)合膜試樣進(jìn)行了析氫量測試，各樣品于3.5% NaCl 溶液中浸泡8 d 的析氫曲線如圖8所示。可以看出，隨時(shí)間推移，各復(fù)合膜試樣的析氫量均逐漸增大?；w的析氫量最多，在8 d 時(shí)達(dá)到800 mL，且析氫速率最快；120 ℃的試樣次之，8 d時(shí)的析氫量為150 mL，耐腐蝕效果不佳；100 ℃的試樣析氫量及析氫速率明顯低于120 ℃的試樣，但高于80 ℃和90 ℃的膜層試樣，耐蝕性能較好；80 ℃和90 ℃的膜層試樣在8 d 內(nèi)的析氫量大致相同，均維持在較低的水平（約25 mL），有效削弱了腐蝕液對基體的破壞，耐蝕性能最好。結(jié)合失重率曲線（圖7）可知，在一定溫度范圍內(nèi)，該復(fù)合膜層的耐腐蝕性隨溫度升高而逐漸降低。MAO 膜層的析氫量曲線介于100 ℃和120 ℃的復(fù)合膜試樣之間，與失重率曲線呈現(xiàn)的規(guī)律基本相同，相較于MAO 膜層，在80、90、100 ℃下制備的復(fù)合膜層試樣耐腐蝕性有所提升，而120 ℃的膜層耐蝕性較差。分析認(rèn)為，這是高溫對MAO 膜層結(jié)構(gòu)的破壞或?qū)AO 和LDH 膜層之間膜基結(jié)合能力的影響所造成。

圖8 試樣在3.5% NaCl 溶液中的析氫量曲線Fig.8 Hydrogen evolution curves of samples in 3.5% NaCl solution

為深入研究NaCl 溶液對各樣品腐蝕性能的影響，對浸泡8 d 后的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層進(jìn)行物相分析，如圖9 所示。從XRD 圖譜中可以看到，腐蝕前后復(fù)合膜層的相組成基本相同，各物相峰值高度沒有明顯差別，浸泡8 d 后，90 ℃下制備的Mg-Al LDH 膜層仍存在于MAO 陶瓷層表面，說明LDH 膜層有著較強(qiáng)的穩(wěn)定性，可以有效地阻隔NaCl 溶液的侵蝕，對合金起著持續(xù)保護(hù)作用。

圖9 90 ℃下制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層及其在3.5% NaCl 溶液中浸泡8 d 后的XRD 圖譜Fig.9 The XRD pattern of Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at 90 ℃ before and after immersion in 3.5%NaCl solution for 8 days

2.4 浸泡后基體和膜層的微觀形貌

圖10 是鎂鋰合金基體和經(jīng)不同溫度水熱反應(yīng)得到的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層試樣在3.5% NaCl溶液中浸泡8 d 的表面形貌。80 ℃和90 ℃下制備的膜層試樣腐蝕不太嚴(yán)重，微弧氧化孔洞輪廓清晰可見，表面還能觀察到針狀LDH 結(jié)構(gòu)，膜層防護(hù)效果較好。100 ℃下制備的膜層試樣微弧氧化孔洞漸趨平整，但表面還存在針狀結(jié)構(gòu)，有一定防腐效果。120 ℃下制備的膜層試樣表面發(fā)生嚴(yán)重腐蝕，觀察不到LDH針狀結(jié)構(gòu)，腐蝕坑又多又大，以致微弧氧化孔洞模糊不清。MAO 試樣在浸泡8 d 后，出現(xiàn)大量裂紋，在孔洞及裂紋交匯處出現(xiàn)了腐蝕的痕跡，此時(shí)，腐蝕液通過裂紋輕易到達(dá)基體表面，其耐腐蝕性能大幅下降?；w浸泡8 d 后，表面分布有大腐蝕坑，同時(shí)有剝落痕跡。因此，復(fù)合膜層的耐腐蝕性能強(qiáng)弱為：80 ℃和90 ℃>100 ℃>120 ℃。這與析氫實(shí)驗(yàn)結(jié)果相一致。結(jié)合在90 ℃下水熱反應(yīng)18 h 得到的膜層樣品和基體浸泡8 d 后的表面點(diǎn)分析能譜（圖11），發(fā)現(xiàn)膜層試樣的能譜相比于基體多出了Al 元素和Si 元素，說明基體耐腐蝕性能的提升依賴于Mg-Al LDH/MAO復(fù)合膜層。

圖10 樣品在3.5% NaCl 溶液中浸泡8 d 的表面形貌Fig.10 Surface morphology of samples soaked in 3.5% NaCl solution for 8 days: (a-d) Mg-Al LDH/MAO: a) 80 ℃, b) 90 ℃, c)100 ℃, d) 120 ℃, e) MAO, f) the LA103Z alloy substrate

圖11 LA103Z 和Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層試樣在3.5% NaCl 溶液中浸泡8 d 后的表面點(diǎn)分析能譜Fig.11 Point analysis spectrums for the surface of LA103Z and Mg-Al LDH/MAO composite coating prepared at 90 ℃ after 8 days of immersion in 3.5% NaCl solution: a) corrosion morphology of LA103Z; b) EDS of spectrum A; c) corrosion morphology of composite coating; d) EDS of spectrum B

2.5 分析與討論

微弧氧化后，在鎂鋰合金基體表面形成以鎂和鋰的氧化物為主要成分的MAO 陶瓷層，該陶瓷層表面存在許多孔洞和微裂紋。水熱反應(yīng)時(shí)，部分MAO 膜層溶解，部分基體與溶液發(fā)生反應(yīng)，共同作用下產(chǎn)生大量Mg2+。在堿性溶液環(huán)境下，Mg2+形成Mg(OH)2，附著到MAO 膜層表面、孔洞和微裂紋中，形成板層狀的水鎂石結(jié)構(gòu)。與此同時(shí)，如反應(yīng)式（2）所示，溶液中的Al3+取代Mg(OH)2中Mg2+的位置，導(dǎo)致膜層帶正電。為平衡電荷，溶液中的NO3–插入板層，形成雙金屬氫氧化物。隨著水熱處理時(shí)間的增加，Mg-Al LDH 結(jié)構(gòu)持續(xù)生長，在MAO 膜層表面形成了Mg-Al LDH 膜層，當(dāng)Mg-Al LDH 在微弧氧化孔洞或微裂紋中生長時(shí)，便將其覆蓋甚至填充。水熱反應(yīng)溫度不同，得到的LDH 結(jié)構(gòu)也有差異。反應(yīng)溫度越高，反應(yīng)速率越快，LDH 的生長速度也越快。因此在圖2中發(fā)現(xiàn)，80、90、100、120 ℃條件下得到的LDH 逐漸粗大，且表面LDH 納米結(jié)構(gòu)分布更為密集。但從圖4 復(fù)合膜層的截面形貌中可以發(fā)現(xiàn)，溫度過高時(shí)，反應(yīng)釜中的高溫高壓將會(huì)破壞MAO 膜層的結(jié)構(gòu)，使其變得蓬松，這與圖7 中浸泡實(shí)驗(yàn)及圖8 析氫實(shí)驗(yàn)的結(jié)果一致。

通過復(fù)合膜層表面形貌觀察和EDS 面掃分析可知，Mg-Al LDH 在微弧氧化孔洞和微裂紋周圍生長，甚至填充孔洞，切斷了腐蝕液到達(dá)基體表面的路徑，從而提高了MAO 膜層的防腐效果。制備溫度影響該復(fù)合膜層的形貌，進(jìn)而影響膜層的耐腐蝕性能。水熱反應(yīng)溫度越高，制備的Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層表面的LDH 越致密，封孔率越高，而截面十分疏松。80、90、100 ℃條件下制備的復(fù)合膜層表面針狀結(jié)構(gòu)分布較為緊促，且其截面致密，如圖2 和圖4 所示。以上三種膜層在浸泡8 d 后，表面仍覆有針狀結(jié)構(gòu)，孔洞和微裂紋中也有針狀結(jié)構(gòu)覆蓋，對應(yīng)試樣的析氫量較少，能有效保護(hù)基體。120 ℃條件下制備的膜層表面更為緊促，但截面疏松，浸泡第8 d 后，針狀結(jié)構(gòu)消失，總體防腐能力較差?？梢奙g-Al LDH/MAO復(fù)合膜層的耐腐蝕性能不僅與其表面形貌有關(guān)，還與其截面形貌有關(guān)。想要進(jìn)一步提高其耐腐蝕性能，就要綜合考慮，而不能一味通過提高其水熱反應(yīng)溫度，增大表面致密程度，增大封孔率來實(shí)現(xiàn)目的。應(yīng)考慮改變微弧氧化工藝參數(shù)，使其能承受更高的水熱反應(yīng)溫度，當(dāng)然也必須考慮高溫下LDH 在MAO 膜層表面附著力的問題；或者改變LDH 工藝，加入其他元素、催化劑，改變水熱反應(yīng)溶液等，使LDH 膜層能在低溫下生長到理想水平。

3 結(jié)論

1）通過水熱法在 MAO 膜層表面原位生長了Mg-Al LDH 薄膜。該膜層呈細(xì)小針狀，交織堆疊，分布在MAO 膜層的孔隙和微裂紋周圍，甚至將其填充覆蓋。

2）Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層形貌受水熱反應(yīng)溫度的影響，水熱反應(yīng)溫度越高，LDH 針狀結(jié)構(gòu)越粗大，分布越致密，但復(fù)合膜層截面越疏松。

3）Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層有效提高了基體在3.5% NaCl 溶液中的耐蝕性能，且在一定溫度范圍內(nèi)，隨水熱反應(yīng)溫度的升高，Mg-Al LDH/MAO 復(fù)合膜層耐蝕性能逐漸減弱。