一、微弧氧化陶瓷膜的外观检验

本实验条件各种参数下所制得的微弧氧化陶瓷层外观大部分(fēn)為(wèi)白色，有(yǒu)少量试样处理(lǐ)后表面颜色偏向灰白色，同一试样各处颜色均匀。微弧氧化后试样表面无明显的深孔出现，外观等级分(fēn)数均在70以上。试样制备过程中，我们分(fēn)别对重熔后的電(diàn)弧喷涂铝层采用(yòng)不同型号的砂纸打磨，以获得不同表面粗糙度的原始试样表面(最光洁表面打磨止800＃砂纸)。

微弧氧化后发现，几乎所有(yǒu)的试样的表面粗糙度都增大了，而且同等处理(lǐ)参数条件下原先粗糙度较小(xiǎo)的试样处理(lǐ)后表面粗糙度增大反而显著，我们推测其具體(tǐ)原因与陶瓷层生長(cháng)过程的特点有(yǒu)关，具體(tǐ)分(fēn)析见本文(wén)的讨论部分(fēn)。電(diàn)参数对微弧氧化陶瓷层表面粗糙度的影响也较為(wèi)明显。同等的前处理(lǐ)状态下，随着電(diàn)流密度和处理(lǐ)时间的增加，微弧氧化陶瓷层的表面粗糙度呈增大的趋势。图4-20显示的是微弧氧化过程中试样表面粗糙度的变化情况，从1001#到1006#的電(diàn)流密度為(wèi)15 A/dm2，处理(lǐ)时间分(fēn)别為(wèi)：45 s，10 min，15 min，20 min，25 min，35 min。

实验还发现，如果長(cháng)时间在大電(diàn)流密度条件下对试样进行微弧氧化处理(lǐ)，将会使表面陶瓷层发生局部剥落，出现小(xiǎo)坑。我们认為(wèi)，这是由于微區(qū)内長(cháng)时间能(néng)量输入过大使微熔區(qū)发生小(xiǎo)范围“飞溅”，而且过大能(néng)量的输入使表面陶瓷层出现严重的击穿破坏。实验中这是应该极力加以避免的。

二、微弧氧化陶瓷层的耐蚀性能(néng)

从图4-21中可(kě)以看出，在各种浓度的NACL溶液中，微弧陶瓷化处理(lǐ)后的试样的耐蚀性能(néng)最為(wèi)优良，优于重熔前后的没有(yǒu)经过此处理(lǐ)的试样，而重熔后试样的耐腐蚀性又(yòu)好于未经过重熔的试样。三种材料的腐蚀增重具有(yǒu)相同的特点，即随着NACL溶液的浓度增加，腐蚀增重先增后减，在NACL溶液的浓度大约為(wèi)10%的时候腐蚀增重达到最大。

本实验所用(yòng)浸泡液中含有(yǒu)Cl-，溶液中又(yòu)有(yǒu)溶解氧存在，Cl-的存在破坏了铝表面的钝化膜，或阻碍了铝表面氧的吸附而形成蚀孔，蚀孔内铝就发生溶解。在NaCl溶液中，阴极反应為(wèi)吸氧反应，孔内氧浓度下降，而蚀孔外富氧形成氧浓差電(diàn)池。孔内Al3+的不断增加，為(wèi)保持電(diàn)中性，蚀孔外阴离子（Cl-）向孔内迁移，孔内氯离子浓度升高。又(yòu)因為(wèi)孔内铝离子浓度升高并发生水解生成Al(OH)3和H+，这使孔内溶液氢离子浓度升高，pH值降低。孔内酸化，使蚀孔内金属处于HCl介质中，即处于活化溶解状态；而蚀孔外的金属处于富氧的中性介质中，表面维持钝态。从而构成了活化(孔内)-钝化(孔外)腐蚀電(diàn)池，促使蚀孔内金属不断溶解，蚀孔外表面发生氧的还原。这样使腐蚀以自催化的过程发展下去，从而促进腐蚀破坏的迅速发展。微弧氧化层的耐NaCl溶液的腐蚀性之所以好于重熔前后的電(diàn)弧喷涂铝层，是因為(wèi)它的表面绝大部分(fēn)為(wèi)陶瓷层所覆盖。由于铝在NaCl溶液中腐蚀的阴极反应為(wèi)吸氧腐蚀，而氧的溶解度又(yòu)随溶液浓度的增加而减小(xiǎo)，因此当NaCl浓度较低时(<10%)，不影响溶液中的溶氧量，阴极反应不受限制，此时Cl-的破坏作用(yòng)控制腐蚀的速度，因而腐蚀速度随溶液中Cl-的增加而增大。但当溶液浓度较高时(>10%)，溶液中的溶氧量下降，溶氧的减少，使阴极反应受到限制，尽管这时溶液中有(yǒu)足够多(duō)的Cl-，但它已不是起控制作用(yòng)的因素了，此时，氧的溶解量决定了整个腐蚀反应的速度。这就是腐蚀增重在10%NaCl溶液中出现极大值的原因。我们又(yòu)测定了重熔電(diàn)弧喷涂铝层微弧氧化前后的腐蚀极化曲線(xiàn)，如图4-22所示。

从图4-22中可(kě)以看出微弧氧化试样的自然腐蚀電(diàn)位约-200 mV，而未微弧氧化试样的自然腐蚀電(diàn)位约為(wèi)-370 mV。由于自然腐蚀電(diàn)位越低越易腐蚀，而未微弧氧化试样相对微弧氧化试样来说自然腐蚀電(diàn)位较负，故耐腐蚀性能(néng)不如微弧氧化试样，这与前面的浸泡实验结果是一致的。

三、微弧氧化陶瓷层的耐磨性能(néng)

将微弧氧化陶瓷层的耐磨性与45钢(经840℃淬火+150℃低温回火)进行比较，得出的实验结果如图4-23所示。

由图4-23可(kě)以看出，在较短的摩擦延長(cháng)米(<20 M)和较長(cháng)的摩擦延長(cháng)米(>20 M)情况下微弧氧化陶瓷层的耐磨性和45钢呈现出不同的优劣性：当摩擦行程相对较小(xiǎo)时，微弧氧化陶瓷层的磨损失重比45钢稍大；而随着行程的增加，微弧氧化陶瓷层良好的耐磨损性能(néng)逐渐體(tǐ)现出来，尤其是当摩擦延長(cháng)米达到50~60 M的时候，微弧氧化陶瓷层的磨损失重仅為(wèi)45钢的1/2。我们认為(wèi)，微弧氧化陶瓷层内外不同的结构和相组成是造成陶瓷层和45钢耐磨性的优劣在大小(xiǎo)摩擦延長(cháng)米条件下有(yǒu)所变化的原因。根据前面所做的微弧氧化陶瓷层相分(fēn)析以及形貌观察我们知道，微弧氧化陶瓷层外层是较為(wèi)疏松的组织，因此容易被磨损掉；而随着疏松外层的消失，陶瓷层内部的致密层显露出来，内部组织的Α-AL2O3比外部要多(duō)，其良好的耐磨性逐渐體(tǐ)现出来。

因此我们认為(wèi)，对于精密配合的磨损件采用(yòng)微弧氧化处理(lǐ)后可(kě)先行打磨掉外部疏松层，以避免出现因磨损初期较大失重而造成零件失效。图4-24為(wèi)陶瓷层磨损前后的表面形貌。C点為(wèi)较深的放電(diàn)孔在磨损后的形貌，D点处為(wèi)“山(shān)坡”之间的“沟渠”在磨损后的形貌，综合比较A、B、C三处形貌，我们可(kě)以推测放電(diàn)孔是一种倒立的锥形结构。在图4-24中还可(kě)以可(kě)以看到陶瓷层表面的一些“沟渠”和残留小(xiǎo)孔，在摩擦副中这些“沟渠”和残留小(xiǎo)孔可(kě)以作為(wèi)润滑油的有(yǒu)效载體(tǐ)，来减少润滑摩擦条件下的摩擦系数。

四、复合膜层的抗热冲击性能(néng)

文(wén)献提到，微弧氧化陶瓷层可(kě)在300℃水淬35次无变化。我们采用(yòng)了更為(wèi)苛刻的实验条件，即把保温温度提高到450℃。实验中，我们分(fēn)别采用(yòng)水冷热冲击和空冷热冲击的方法来进行检测。

(1)空冷热冲击

与上述方法类似，把试样放入電(diàn)阻炉中加热至450℃保温5 min后取出空冷3 min，认為(wèi)试样己足够冷却后，再次放入電(diàn)阻炉中加热，如此反复40次后观察膜层表面形貌。

(2)水冷热冲击

把试样放入電(diàn)阻炉中加热至450℃，保温5 min后取出放入水中，l min后将试样取出放入電(diàn)阻炉中加热，如此反复40次后观察膜层表面形貌。与未进行此实验的试样相比较，热冲击后的试样表面几乎没有(yǒu)发生任何变化。可(kě)以看出，一类裂纹产生在放電(diàn)孔较為(wèi)密集區(qū)域，裂纹沿着放電(diàn)孔的方向发展，将放電(diàn)孔连接起来；另一类裂纹发生在较大的“山(shān)坡體(tǐ)”上。為(wèi)了观察膜层在更恶劣的热冲击条件下的变化，我们对进行完实验(1)和实验(2)的平行试样又(yòu)进行了一次450℃保温10 MIN加强实验，然后分(fēn)别空冷和水冷至室温，图4-27和图4-28分(fēn)别是进行完上述空冷和水冷热冲击加强实验后陶瓷层的表面形貌。

可(kě)以看出，膜仍然没有(yǒu)脱落的痕迹，只发现空冷热冲击试样表面开始出现微小(xiǎo)裂纹，而水冷热冲击试样表面的裂纹略有(yǒu)所变宽。而且从试样的截面观察来看，没有(yǒu)发现贯穿至膜层深处的裂纹。这表明上述裂纹仅存在于膜层表面及疏松层，而对整體(tǐ)膜层损害不大。上述实验结果表明，复合膜层抗热冲击性能(néng)良好。与原始试样相比，热冲击后的试样没有(yǒu)发现特征性的变化，仅仅在表面层出现了微裂纹。由此可(kě)以推测，膜层与基體(tǐ)之间具有(yǒu)比较接近的热胀匹配。我们认為(wèi)对试样处理(lǐ)过程中由于冶金结合而形成的的材料梯度过渡是形成膜层与基體(tǐ)之间具有(yǒu)比较接近的热胀匹配的主要原因。（正航仪器整理(lǐ)）http://www.zhenghangsy.net