田昊閱，竇錚，金雨佳，段興云，莊佳庚，郭磊，陳飛,3

（1.北京石油化工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 102617；2.國標(biāo)（北京）檢驗(yàn)認(rèn)證有限公司，北京 101400；3.特種彈性體復(fù)合材料北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 102617）

鎂鋰合金是最輕的結(jié)構(gòu)合金，密度只有 1.35～1.65 g/cm3，被稱為“超輕合金”。由于鋰的加入，使鎂晶格發(fā)生變化，讓鎂鋰合金具有了良好的塑性變形能力[1]。鎂鋰合金本身又具有電磁屏蔽性好、阻尼大、降震效果優(yōu)異等特點(diǎn)，近年來在數(shù)碼3C、交通、航空航天等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[2]。由于鎂、鋰兩種元素均為活潑元素，致使鎂鋰合金標(biāo)準(zhǔn)腐蝕電位低，故較差的耐蝕性成為其應(yīng)用過程中最為主要的限制因素[3]。

提高鎂鋰合金耐蝕性的最簡單方法就是對其進(jìn)行表面處理?，F(xiàn)階段主要的表面處理方法有：陽極氧化[4]、等離子電解氧化[5]、電鍍[6]、化學(xué)鍍[7]等。其中等離子電解氧化技術(shù)（Plasma Electrolytic Oxidation，PEO）的原理是，利用弧光放電區(qū)瞬間高溫?zé)Y(jié)作用，在輕金屬表面原位生長陶瓷層[7]。相比于其他表面處理方法，等離子電解氧化技術(shù)工藝簡單、環(huán)保，其制備出的膜層具有結(jié)合力強(qiáng)、耐磨、耐蝕性好等特點(diǎn)，能夠有效地提升鎂、鋁、鈦等輕合金的表面性能[8]。目前，等離子電解氧化技術(shù)尚未得到廣泛的商業(yè)化應(yīng)用，在實(shí)際工程中也尚未普遍應(yīng)用。其主要原因是，在等離子電解氧化過程中，將放電引入到高壓放電區(qū)，需要特定的電源與外加高壓才能實(shí)現(xiàn)，在這個(gè)過程中，存在大量的能源消耗[9-10]。如常規(guī)的NaOHNa2SiO3[11]、NaOH-Na3PO4-Na2SiO3[12]等體系電解液的外加電壓均在300 V 以上，造成了大量的電力消耗和電網(wǎng)負(fù)擔(dān)。這使得等離子電解氧化技術(shù)在實(shí)際工程應(yīng)用與成本之間的矛盾無法得到有效優(yōu)化[13]，繼而導(dǎo)致等離子電解氧化技術(shù)難以推廣。在保證膜層性能的前提下，將等離子電解氧化的能耗降低，成為了亟待解決的問題。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 膜層制備

本研究中所用鎂鋰合金為LA91 型。其化學(xué)成分（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）為：Li 9.1%，Al 0.96%，Si 0.22%，Cu 0.001%，Ni 0.001%，F(xiàn)e 0.019%，余量為Mg。試樣規(guī)格為40 mm×40 mm×5 mm，密度為1.467 g/cm3。前處理流程為：將鎂鋰合金用砂紙打磨至2000 號，拋光后，置于60 ℃、50 g/L 的NaOH 溶液中脫脂10 min，再用10 g/L Na2HPO4+2 g/L CH3COOH+0.9%NaF 的混合溶液沖洗20 s，最后用酒精超聲洗凈，晾干備用。

將鎂鋰合金置于不同的電解液中進(jìn)行等離子電解氧化，其中低能耗等離子電解氧化（Low-energy Plasma Electrolytic Oxidation，LEPEO）電解液配比為：50 g/L NaOH，20 g/L Na2SiO3，20 g/L Na2B4O7，20 g/L Na3C6H5O7·2H2O（檸檬酸鈉），0.1 g/L 表面活性劑。常規(guī)等離子氧化（Plasma Electrolytic Oxidation，PEO）電解液配比為：10 g/L NaOH，10 g/L Na2SiO3。采用WHD60 型雙極微弧氧化電源，并記錄其輸出電壓。電解過程均采用恒流模式，控制電流恒定為3 A，頻率為500 Hz，占空比為40%，處理時(shí)長均為4 min。

1.2 性能測試及組織觀察

采用Nikon-D610 數(shù)碼相機(jī)記錄等離子電解氧化放電的各個(gè)階段。采用SSX-550 型掃描電鏡（SEM）對鎂鋰合金等離子電解氧化膜層形貌進(jìn)行觀察，并用能譜儀（EDS）檢測其元素組成。使用Smartlab 掠入射X 射線衍射儀（GIXRD）檢測其膜層的物相組成，靶材為CuKα，掠射角度為1.5°，掃描范圍為10°～90°，掃描速率為0.2 (°)/s。使用Minitest 渦流測厚儀測量膜層厚度。

采用Gamry Reference-3000 型電化學(xué)工作站進(jìn)行開路電位與動(dòng)電位掃描測試，均選用三電極體系。試樣作為工作電極，Ag/AgCl 電極作為參比電極，鉑網(wǎng)作為輔助電極，腐蝕介質(zhì)選用3.5%NaCl 溶液，測試面積為1 cm2，測試時(shí)間為3600 s。測出其相對穩(wěn)定階段的開路電位。更換試樣，將試樣浸泡在腐蝕介質(zhì)至開路電位穩(wěn)定后，進(jìn)行動(dòng)電位掃描測試，動(dòng)電位掃描區(qū)間為相對于開路電位–0.5～0.5 V，掃描速率為1 mV/s。

采用 SINGLETON 公司的SCCH-21 型鹽霧試驗(yàn)箱對樣品進(jìn)行鹽霧試驗(yàn)，參照ISO 9227:2006 中性鹽霧試驗(yàn)（NSS）方案，記錄產(chǎn)生點(diǎn)蝕坑與產(chǎn)生大面積腐蝕所用的時(shí)間。使用Nikon-D610 數(shù)碼相機(jī)拍攝其宏觀照片，并使用掃描電鏡對其腐蝕后的形貌進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果及分析

2.1 等離子電解氧化放電過程差異及能耗分析

鎂鋰合金在兩種電解液體系中的陽極電壓、試樣

表面電火花狀況與時(shí)間的關(guān)系如圖1 所示。從圖1 中發(fā)現(xiàn)，兩種體系下鎂鋰合金的放電過程均可分為3段[14]：符合歐姆定律的法拉第階段（OA 段），此階段又叫陽極氧化階段；放電曲線發(fā)生彎曲，并初步產(chǎn)生火花放電的過渡段（AB 段）；持續(xù)弧光放電的微弧放電階段（BC 段），此階段也是等離子電解氧化過程最主要的階段。

圖1 等離子電解氧化陽極電壓及試樣表面電火花狀況與時(shí)間的關(guān)系Fig.1 Correlation between the anode voltage and morphologies of the sample and the PEO time diagram

從圖1 中還可看出，兩種體系中，鎂鋰合金表面在各個(gè)階段表現(xiàn)的狀態(tài)也不同。在法拉第階段，低能耗體系中的鎂鋰合金表面由于電解，產(chǎn)生小而密集的氣泡，呈現(xiàn)出四周升起，向試樣中間聚集的狀態(tài)；常規(guī)體系的氣泡相對較大，但數(shù)量較少，且從試樣邊緣升起。這是由于低能耗體系電解液濃度較高，在電解過程中更易發(fā)生電化學(xué)反應(yīng)，且反應(yīng)更加劇烈，故產(chǎn)生的氣泡小而密。在過渡段，低能耗體系產(chǎn)生零星的白色小火花，常規(guī)體系產(chǎn)生較為密集的黃色小火花。這是由于在過渡段，常規(guī)體系的電壓更高，能擊穿鎂鋰合金表面，產(chǎn)生火花的能力更強(qiáng)。在弧光放電階段，常規(guī)體系為密而細(xì)小的黃色火花，鋪滿整個(gè)試樣表面；低能耗體系為密集的白色火花，火花相對較大，同樣也鋪滿整個(gè)試樣表面，但火花位置相對固定。

NaOH-Na2SiO3-Na2B4O7-Na3C6H5O7·2H2O 體系能夠有效降低能耗主要體現(xiàn)在：低能耗體系中鎂鋰合金產(chǎn)生火花放電現(xiàn)象、進(jìn)入過渡段的時(shí)間相比常規(guī)體系更早；其表面的擊穿電壓（又叫起弧電壓）只有70 V左右，遠(yuǎn)低于常規(guī)體系的200 V；擊穿電壓的降低使得低能耗體系能更加迅速地進(jìn)入弧光放電階段，起到了有效節(jié)約電能耗的作用。主要原因是，低能耗電解體系的電解液濃度更高，使得電解液的電導(dǎo)率更高，降低了整個(gè)電解體系的電阻，使放電更加容易。使用Minitest 渦流測厚儀，在膜層表面，采用5 點(diǎn)取樣法測量其厚度，并計(jì)算其平均值和方差，所得數(shù)據(jù)見表1。可得出低能耗體系膜層厚度的平均值為12.4 μm，略低于常規(guī)體系膜層（13.1 μm），但方差高于常規(guī)體系，表明常規(guī)體系的膜層表面更加均勻。

表1 等離子電解氧化的膜層厚度及其平均值與方差Tab.1 Thickness, average and variance of plasma electrolysis oxidation coating

采用等離子電解氧化膜層單位體積能耗[15-16]（Energy Consumption Per Unit Volume，ECPUV）為能耗評價(jià)標(biāo)準(zhǔn)。其具體定義為：生長單位體積微弧氧化膜層所消耗的能量值，即Q/V。Q為制備膜層需要消耗的總能量，V為膜層的體積。計(jì)算公式為式(1)。

式中：W為低能耗等離子氧化所消耗的單位體積能耗，kJ/(dm2·μm)；t為等離子氧化的時(shí)間，s；I為電流強(qiáng)度，A；U為工作電壓，V；S為膜層面積，dm2；d為膜層的厚度，μm。

本文中，U與t為等離子電解氧化的實(shí)時(shí)陽極電壓與時(shí)間，I選擇設(shè)定的恒定電流3A，選擇試樣表面積0.384 dm2作為膜層的近似面積S，選擇表1 中兩種體系的平均膜層厚度12.4 μm 與13.1 μm 作為膜厚d。將對應(yīng)數(shù)值帶入式(1)，得出低能耗體系單位體積能耗為12.87 kJ/(dm2·μm)，較常規(guī)體系單位體積能耗25.92 kJ/(dm2·μm)，節(jié)約能耗約50.34%。表明低能耗體系在制備出厚度相差不大的膜層的前提下，可顯著節(jié)約能耗。

2.2 膜層的微觀形貌及元素分析

兩種體系下的等離子電解氧化膜層的表面形貌圖以及對圖中黃色區(qū)域進(jìn)行區(qū)域能譜掃描的結(jié)果如圖2 所示。由圖2 可知，兩種膜層表面均產(chǎn)生了等離子電解氧化的典型“火山口”型多孔形貌[17]。這是由于在電壓的作用下，鎂鋰合金表面產(chǎn)生了放電通道，而放電通道又在電解液的冷淬作用下逐漸形成多孔結(jié)構(gòu)[18]。

圖2 等離子電解氧化膜層的表面SEM 形貌和能譜分析Fig.2 SEM and EDS analysis of plasma electrolytic oxidation coatings: a) SEM of low energy system surface; b) SEM of conventional system; c) EDS of low energy system surface; d) EDS of conventional system

從圖2a 中可觀察到，低能耗體系膜層的孔密度遠(yuǎn)低于高能耗體系膜層，但是孔洞分布不均勻，孔洞直徑差異較大；而常規(guī)體系膜層中孔洞多而密集，分布較為均勻，孔洞直徑約2～4 μm?？锥粗睆脚c放電時(shí)間密切相關(guān)[19]。結(jié)合圖1 中的放電示意圖可以判斷出，在低能耗體系中，產(chǎn)生較大孔洞的位置應(yīng)為火花較大的位置。這是由于此處能量較為集中，相較于其他位置，產(chǎn)生放電通道較早，持續(xù)放電時(shí)間較長，致使孔徑較大。常規(guī)體系電壓較高，產(chǎn)生放電通道的能力較強(qiáng)，火花大小較為均勻，產(chǎn)生的孔洞結(jié)構(gòu)也較為均勻。使用ImageJ6.0 軟件計(jì)算出低能耗體系膜層的孔隙率為14.21%，常規(guī)體系膜層的孔隙率為13.93%，二者并無較大差異。從能譜分析圖（圖2c、d）中可以看出，低能耗體系與常規(guī)體系膜層表面的主要元素均為O、Na、Mg 和Si，在元素種類上并無差異。常規(guī)體系膜層中Si 元素的含量要遠(yuǎn)高于低能耗體系膜層，其原因是等離子電解氧化膜層中的Si 元素來自于電解液，常規(guī)體系更高的電壓對電解液中的Si 元素進(jìn)入膜層起到了促進(jìn)作用。這也表明了相較于常規(guī)電解體系，低能耗體系膜層的成分組成受電解液的影響更小。

2.3 膜層的相分析

兩種體系下等離子電解氧化膜層的掠入射X 射線衍射圖譜見圖3。從圖3 中可以分析出，低能耗體系的等離子氧化膜的主要物相為方鎂石型MgO（periclase，syn），常規(guī)體系的等離子電解氧化膜層的物相組成較為復(fù)雜，其中檢測到的Li、Mg、Li3Mg7物相源自于基體鎂鋰合金，而SiO2與方鎂石型MgO 物相均源自等離子電解過程中基體與電解液之間發(fā)生的復(fù)雜反應(yīng)[18]。結(jié)合圖2c 中的能譜分析結(jié)果，可以判斷出，在低能耗體系中未檢測到含Si 元素物相的原因是，由于膜層中Si 元素較少，生成的含Si 物質(zhì)較少，X 射線衍射峰不強(qiáng)，被掩蓋在背景中。也可能是由于在較低的電壓狀態(tài)下，結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力不足，從而形成非晶態(tài)的含Si 物質(zhì)，加上含Si 物質(zhì)的形成量較少，不易被檢測到，需要更加深入的研究才可探明。

圖3 兩種體系下的等離子電解氧化膜層的掠入射X射線衍射圖譜Fig.3 GIXRD patterns of PEO coating obtained based under the two systems

2.4 耐蝕性分析

不同鹽霧時(shí)間下，LA91 型鎂鋰合金基體、常規(guī)體系等離子電解氧化膜層、低能耗體系等離子電解氧化膜層的表面狀況如圖4 所示。從圖4 中可以觀察到，LA91 型鎂鋰合金基體處于鹽霧介質(zhì)中僅30 min，表面即喪失金屬光澤，產(chǎn)生黑色腐蝕斑點(diǎn)。隨著鹽霧時(shí)間的增加，腐蝕斑越來越多。在1500 min 時(shí)，黑色腐蝕斑鋪滿試樣表面。這是由于Mg、Li 皆為活潑金屬元素，極易與鹽霧介質(zhì)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，造成腐蝕，而且LA91 鎂鋰合金基體異相之間也可構(gòu)成腐蝕原電池，在兩者共同作用下形成腐蝕斑。兩種經(jīng)過不同體系等離子電解氧化處理的鎂鋰合金膜層在30 min 時(shí)表面并無變化；在150 min 時(shí)，均產(chǎn)生點(diǎn)蝕坑，但點(diǎn)蝕坑數(shù)量均較少，兩者點(diǎn)蝕坑分布相差不大；在1500 min時(shí)，兩者均產(chǎn)生大面積點(diǎn)蝕坑，低能耗體系膜層產(chǎn)生的點(diǎn)蝕坑密度略低于常規(guī)體系膜層，其宏觀點(diǎn)蝕坑也相對較小。表明兩種體系的等離子電解氧化處理均能夠有效地提升鎂鋰合金的耐鹽霧腐蝕能力，且低能耗體系膜層的耐鹽霧腐蝕能力優(yōu)于常規(guī)體系膜層。

將經(jīng)過1500 min 鹽霧實(shí)驗(yàn)的LA91 鎂鋰合金基體及常規(guī)體系、低能耗體系等離子電解氧化膜層的樣品用去離子水、無水乙醇浸泡后干燥，除去表面可能附著的NaCl 晶體，并使用掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀察，如圖5 所示。從圖5a 中可以觀察到，LA91 鎂鋰合金表面產(chǎn)生了大量的針狀腐蝕產(chǎn)物，該腐蝕產(chǎn)物聚集在點(diǎn)蝕坑周圍，伴有少量的腐蝕微裂紋。針狀腐蝕產(chǎn)物是Mg 元素與鹽霧介質(zhì)發(fā)生反應(yīng)生成的Mg(OH)2，而在鹽霧過程中也可能生成了與基體Li 元素相關(guān)的Li2O、LiOH 等物質(zhì)，但由于這些物質(zhì)均能溶于水，在鹽霧與浸泡過程中被溶解，難以被觀測到[19-20]。從圖5b 中可以觀察到，常規(guī)體系下膜層的點(diǎn)蝕坑尺寸較大，且內(nèi)部與邊緣處均存在大腐蝕裂紋，呈現(xiàn)出不規(guī)則形狀，點(diǎn)蝕坑周圍多處有膜層塌陷現(xiàn)象?？梢酝茢喑觯诔Ｒ?guī)體系中，腐蝕優(yōu)先發(fā)生在膜層孔洞、裂紋、異相界面等缺陷處，繼而導(dǎo)致膜層被破壞，腐蝕介質(zhì)滲入膜層內(nèi)部，并對鎂鋰合金基體造成腐蝕，形成點(diǎn)蝕坑。點(diǎn)蝕坑在“活化-鈍化腐蝕電池”的自催化作用[21]下不斷擴(kuò)大，并與周圍膜層之間產(chǎn)生腐蝕裂紋，使周圍膜層遭到破壞。又由于腐蝕在同一時(shí)間多點(diǎn)發(fā)生，形成的點(diǎn)蝕坑交匯，致使點(diǎn)蝕坑呈現(xiàn)出不規(guī)則形狀。從圖5c 中可以觀察到，低能耗等離子電解氧化膜層的點(diǎn)蝕坑呈現(xiàn)圓孔狀，邊緣處存在大量裂紋，部分膜層已經(jīng)脫落，在其內(nèi)部也發(fā)現(xiàn)少量腐蝕產(chǎn)物?？梢酝茢喑?，在鹽霧作用下，低能耗等離子電解氧化膜層腐蝕應(yīng)優(yōu)先發(fā)生在較大的微孔處。由于微孔能夠儲(chǔ)存腐蝕介質(zhì)，膜層與腐蝕介質(zhì)發(fā)生反應(yīng)，造成膜層被破壞，腐蝕介質(zhì)滲入膜層內(nèi)部，與基體接觸，產(chǎn)生腐蝕電池，繼而產(chǎn)生點(diǎn)蝕。隨著腐蝕的進(jìn)行，膜層繼續(xù)被破壞，點(diǎn)蝕坑擴(kuò)大。點(diǎn)蝕坑與膜層之間的應(yīng)力不均會(huì)使腐蝕裂紋萌生，而腐蝕裂紋的擴(kuò)展又加速了腐蝕的進(jìn)程，使得點(diǎn)蝕坑持續(xù)擴(kuò)大，膜層不斷被破壞。

圖4 不同鹽霧時(shí)間下LA91 型鎂鋰合金基體及常規(guī)體系、低能耗體系等離子電解氧化膜層的表面狀況Fig.4 Surface of LA91 Mg-Li Alloy substrate, PEO coating and LEPEO coating exposed to salt spray for different time

圖5 經(jīng)過1500 min 鹽霧試驗(yàn)試樣表面SEM 形貌Fig.5 SEM of sample surface after 1500 min salt spray test: a) LA91 Mg-Li alloy substrate; b) PEO coating; c) LEPEO coating

LA91 鎂鋰合金基體及常規(guī)體系、低能耗體系等離子電解氧化膜層的開路電位變化曲線如圖6 所示。由圖6 觀察到，LA91 鎂鋰合金基體的開路電位呈現(xiàn)出先升高、后降低，最后趨于穩(wěn)定。這是由于在0～2100 s 階段，鎂鋰合金表面形成了一層保護(hù)膜層，使其電位升高，而在腐蝕介質(zhì)中，鎂鋰合金不斷發(fā)生溶解，最終在鎂鋰合金表面形成溶解-成膜平衡[22]，使得開路電位穩(wěn)定。低能耗體系等離子電解氧化膜層的開路電位波動(dòng)不大，而常規(guī)體系等離子電解氧化膜層的開路電位波動(dòng)較大，表明在腐蝕介質(zhì)中，低能耗體系膜層相對較為穩(wěn)定。以穩(wěn)定區(qū)域（2600～3600 s）的算數(shù)平均值作為不同體系的開路電壓，算得LA91 鎂鋰合金基體的開路電壓為–1.599 V，常規(guī)體系等離子電解氧化膜層為–1.585 V，低于低能耗體系等離子電解氧化膜層的–1.569 V。這也表明了低能耗體系等離子電解氧化膜層在NaCl 溶液中更加穩(wěn)定，其抵抗氯離子侵蝕的能力更強(qiáng)[22]。

在相對開路電位為–0.5～0.5 V 內(nèi)，對各個(gè)試樣進(jìn)行動(dòng)電位掃描，得到了如圖7 所示的動(dòng)電位極化曲線。使用Tafel 外推法[23]得到表2 中的相關(guān)電化學(xué)參數(shù)，并使用電流密度法[24]（見式(2)）計(jì)算其腐蝕速率，計(jì)算結(jié)果見表2。

圖6 LA91 鎂鋰合金基體及常規(guī)體系、低能耗體系等離子電解氧化膜層的開路電位變化曲線Fig.6 The open circuit potential (OCP) of LA91, LEPEO and PEO coatings

圖7 LA91 鎂鋰合金基體及常規(guī)體系、低能耗體系等離子電解氧化膜層的動(dòng)電位極化曲線Fig.7 Potentiodynamic polarization curves of LA91, LEPEO and PEO coatings

表2 動(dòng)電位極化曲線擬合結(jié)果Tab.2 Fitting results of Potentiodynamic polarization curves

式中：v為腐蝕速度，mm/a；M為相對原子質(zhì)量；n為金屬電極反應(yīng)中的得失電子數(shù)，M/n可用該金屬或合金的化學(xué)當(dāng)量表示，對于LA91 型鎂鋰合金，取M/n=11.24；Jcorr為材料的自腐蝕電流密度，A/cm2；F為法拉第常數(shù)，取96 500 C/mol；ρ為材料的密度，g/cm3。

結(jié)合圖6 與表2 可以看出，常規(guī)體系膜層腐蝕電流密度較基體降低約2 個(gè)數(shù)量級，腐蝕速率降低約1個(gè)數(shù)量級，自腐蝕電位較基體正移0.1747 V。低能耗體系膜層腐蝕電流密度較基體降低約3 個(gè)數(shù)量級，腐蝕速率較基體降低約2 個(gè)數(shù)量級，自腐蝕電位較基體正移0.261 V。這表明兩個(gè)體系的等離子電解氧化膜層都能較為有效地降低鎂鋰合金的腐蝕傾向，提升鎂鋰合金的耐蝕性。而低能耗體系膜層的腐蝕電流密度低于常規(guī)體系膜層1 個(gè)數(shù)量級，自腐蝕電位較常規(guī)體系膜層正移0.086 V，腐蝕速率低于常規(guī)體系膜層1個(gè)數(shù)量級，表明了低能耗體系膜層的耐蝕性優(yōu)于常規(guī)體系膜層。極化曲線與鹽霧試驗(yàn)所得結(jié)果一致。

綜合鹽霧試驗(yàn)與動(dòng)電位極化曲線結(jié)果分析，低能耗體系膜層相較于常規(guī)體系膜層具有更加優(yōu)異的耐蝕性。其主要原因在于。兩個(gè)體系的膜層孔隙率與厚度均相差不大，使得膜層與腐蝕介質(zhì)接觸面積也相差不大。低能耗體系膜層具有更加簡單的物相組成，主要物相為方鎂石型MgO，其異相存量較少，膜層表面異相界面少于常規(guī)體系，故而在腐蝕介質(zhì)的作用下，其產(chǎn)生腐蝕原電池結(jié)構(gòu)單元的條件弱于常規(guī)體系膜層。而常規(guī)體系膜層由于更高的電壓，增加了多種物質(zhì)的結(jié)晶取向，使得其物相組成相對復(fù)雜，形成腐蝕原電池的能力更強(qiáng)，故而其耐蝕性弱于低能耗體系膜層。

3 結(jié)論

1）使用NaOH-Na2SiO3-Na2B4O7-Na3C6H5O7·2H2O（檸檬酸鈉）低能耗電解體系，能夠制備出具有典型“火山口”形貌的等離子電解氧化膜層，并可有效降低等離子電解氧化的電能耗。其單位體積能耗為12.872 kJ/(dm2·μm)，較常規(guī)NaOH-Na2SiO3電解體系節(jié)約電能耗約50.34%。

2）在相同氧化時(shí)間、電解參數(shù)下，低能耗體系與常規(guī)體系所制備出的膜層厚度與孔隙率均相差不大。低能耗體系的膜層物相組成較為簡單，僅為方鎂石型MgO，常規(guī)體系膜層物相組成較為復(fù)雜。

3）鹽霧試驗(yàn)表明，兩種體系的等離子電解氧化膜層均能提高鎂鋰合金的耐蝕性。結(jié)合宏觀與微觀腐蝕形貌表明，低能耗體系的等離子電解氧化膜層耐蝕性強(qiáng)于常規(guī)體系膜層。動(dòng)電位極化曲線結(jié)果也表明，二者均能降低鎂鋰合金的腐蝕電流密度、腐蝕速率，并使鎂鋰合金的自腐蝕電位正移，從而有效地提升鎂鋰合金的耐蝕性。