Ti3和铝合金陶瓷膜的制备实验

1陶瓷膜厚度和时间之间的关系陶瓷膜的生长曲线如图1所示。曲线a，b和c是膜的总厚度，向外生长的厚度以及膜的厚度。随着时间的推移向内增长。在微弧氧化开始时，陶瓷膜生长缓慢，并且在8分钟时膜的总厚度仅为017μm。在此阶段，基板表面上的火花仅出现在局部区域，并缓慢改变其在表面上的位置。火花的范围随时间逐渐增加。经过微弧氧化8分钟后，火花逐渐散布到整个表面。火花覆盖表面的时间比其他材料表面微弧氧化的时间长。当明亮的火花均匀地散布在样品表面时，膜厚会迅速增加。在该阶段，膜的平均生长速率为2.5μm/ min。生长速率约为2.1μm/ min，向内生长速率约为0.4μm/ min。影片的内生和外生是同时进行的，但外生是主要的。 34分钟后，样品表面上的明亮放电火花基本消失，变成了黑暗的火花放电。膜的生长速度显着降低。该阶段陶瓷膜的平均生长速率约为0157μm/ min，其中向外生长速率为0153μm/ min，而向内生长速率仅为0104μm/ min。膜的向内生长速率远低于膜的向内生长速率。可以看出，陶瓷膜在膜的生长过程中主要向外生长。 2微弧氧化膜的微观结构图2显示了微弧氧化时间分别为30分钟和60分钟的薄膜的横截面微观结构。可以看出，膜层分为内部层和外层结构。外层较松，具有更多的孔和更大的半径。内层中的孔的数量显着少于外层，并且孔的半径从外到内逐渐减小。靠近膜/基材界面的陶瓷膜非常致密，几乎没有孔。随着氧化时间的增加，内膜的密度增加（图2a，b）。在图2中叠加在膜中的Ti，Al，Nb和Si元素的分布曲线也显示出层状结构。内层中的Ti，Nb和Al的含量较高，而Si的含量非常低。在薄膜/基体界面附近，几乎没有检测到Si元素。外层含有大量的Si，而Ti，Nb和Al的含量相对较低。 Ti，Al和Nb的含量从内到外逐渐减少，但是它们的分布略有不同。在最外层几乎没有Ti，Nb被检测到，并且有少量的Al。这种现象类似于作者关于TiAl合金微弧氧化膜中Ti和Al分布的结果。另外，从图a和b可以看出，随着膜厚度的增加，内层中Si的含量增加。从横截面形态可以看出，在内层中几乎没有孔，并且在膜/基底界面附近几乎没有孔出现。可以看出，Si在膜中的分布与孔隙率密切相关。可以认为Si在膜中的扩散主要沿着放电通道进行。随着微弧氧化处理时间的延长，Si在陶瓷膜中的扩散深度变大，并且其在内层中的含量增加。 3陶瓷膜的相构成了Ti3Al合金基体的相，图3a〜c显示了30min，60min的微弧氧化膜的相。图3d示出了微弧氧化膜的外层被磨损60分钟之后剩余的内层的相结构。由图可知，当氧化时间为30min时，会有一个很强的基质峰。当氧化时间为60分钟时，基质峰已完全消失。两种氧化时间不同的陶瓷膜主要由（Ti0.6Al0.2Nb0.2）O2相组成。另外，样品表面有少量的锐钛矿相（A2TiO2）。因为从放电孔喷出的熔体在遇到冷电解质时会迅速冷却，冷却速度非常高，并且高冷却速度有利于形成A2TiO2，因此表面上会出现少量的A2TiO2。由于内层远离电解质，仅形成（Ti0.6Al0.2Nb0.2）O2，但不存在A2TiO2（图3d）。比较图3c和d，可以看出内层的衍射峰比外层中的相应峰更尖锐，这表明内层的结晶度更高。图3显示在陶瓷膜中没有Si氧化物相，但是在陶瓷膜的外层的衍射峰中在27°附近存在变宽的非晶峰。结合图2中的元素分布，陶瓷膜包含大量的Si。因此，可以推断出在氧化膜中存在一定量的非晶态SiO 2。尤其是陶瓷膜的外层应主要由非晶态SiO2组成。 4陶瓷膜的显微硬度图4显示了具有不同氧化时间的微弧氧化陶瓷膜的横截面的显微硬度分布。膜的最外层孔隙度太大，无法测量其硬度。从实验中获得的数据只是内层附近的部分膜。硬度曲线表明，陶瓷膜的硬度值从膜/基底界面逐渐降低，并且在接近膜/基底界面的较小厚度范围内，膜的硬度值非常大。硬度峰值出现在距内层薄膜/基体界面约5μm处。随着氧化时间的增加，硬度峰的位置稍微远离界面。膜的硬度值随着微弧氧化时间的增加而增加。氧化时间为120min时，可以达到950HV，接近于350HV基材硬度的三倍。外层的硬度小于内层的硬度，并且也小于基体的硬度。陶瓷膜的硬度分布具有分层结构，该结构与图2中陶瓷膜横截面的微观结构一致。确定了陶瓷膜的硬度相组成和孔隙率。从图2可以看出，内层的孔数远少于外层的孔，靠近膜/基层界面的膜层特别致密，因此层的硬度比外层高层。另外，内层中的高硬度Ti0.6Nb0.2Al0.2O2相含量高，而外层中含有大量的非晶SiO2，这也使内层比外层硬得多。由于膜的外层的高孔隙率，在压头的作用下容易变脆，因此外层的测得的硬度值非常低。 5薄膜划痕测试薄膜划痕测试用于测量样品的薄膜/基底粘合力（图5）。从图中可以看出，陶瓷膜与基底之间的最小结合力超过40N，表明膜与基底之间的良好结合。在30分钟内测得的膜与基底之间的结合力可达到84N，而在微弧氧化60分钟后，膜/基底的结合力仅为51N。为了准确测量，在磨擦了膜的外层后，测量了内层与基底之间的结合力，发现测得的膜/底结合力降低了（图5c，d）。 30min膜的结合力仅为42N，60min膜的结合力为44N。当刮擦器的压头刮擦膜的表面时，由于外层是疏松且多孔的，因此膜容易从松动部分破裂。观察样品刮擦表面30分钟的电子显微照片（图6a），发现在刮擦结束时，膜没有被刺穿。因此，测得的超声信号值是当膜的外层破裂时的值。随着微弧氧化时间的增加，其厚度电影增加。 60min的膜厚度大于30min的膜厚度。当压头通过时，它不太可能被压头刺穿。另一方面，60min薄膜外层的疏松部分更容易破裂。因此，图5b中的测量值远低于图5a。该结果表明，所测量的是膜的外层中的裂纹数量，而不是真正的膜/基体粘结力。将样品膜的外层研磨30分钟后，剩余厚度为20μm，并在表面上进行划痕测试。实验发现，薄膜的后半部分从基材上破裂（图6b）。因此，此时通过超声波信号测量的值是膜与基板之间的实际结合力。可以看出，陶瓷膜与基材在不同时间的结合力值基本相同，均大于40N。观察图6b及其局部放大图像c。在划痕的边缘几乎没有明显的裂纹，在划痕的表面只有一些粉状的剥落，这进一步表明了薄膜与基材之间的良好粘合性。 6膜的电化学腐蚀行为图7显示了在3.5％NaCl水溶液中微弧氧化30分钟和60分钟后，基材和样品的电势极化曲线。从图中的曲线可以看出，陶瓷膜的自腐蚀电流密度（io）远低于基板的自腐蚀电流密度（io），自腐蚀电位（Eo）显着提高。在微弧氧化处理之后，膜的钝化区变得明显更宽。根据图7计算的相关数据如表1所示。30min膜的腐蚀电流密度io（0.53×10-6A / cm2）仅为基体值（2.8×10-6A / cm2）的1/5。 ，而60min膜的值比基质低两个数量级，仅为0.024×10-6A / cm2，并且腐蚀电流密度大大降低。从Eo的角度来看，基板的值为-548mV，30min膜上升至-333mV，60min膜上升至-2.5mV，微弧氧化处理后样品的自腐蚀电位得到了很大的改善。还可以看出，样品a的极化电阻是基板c的8倍，样品b是基板c的近80倍。可以看出，在通过微弧氧化处理衬底之后，极化电阻显着增加。表1中的数据表明，微弧氧化处理30分钟后，点蚀电位从815mV增加到1080mV。氧化60分钟后，它升至1670mV。然而，这三个样品的保护电位没有太大的差别，它们都在700mV左右，这表明经过微弧氧化处理后，样品仍然保持了良好的基质自愈能力。通过以上对腐蚀电流密度，自腐蚀电位和极化强度的分析与评价，微弧氧化处理可以有效提高Ti3Al基体的腐蚀性能。在不超过60分钟的处理时间中，随着处理时间的增加，微弧氧化膜的耐蚀性大大提高。陶瓷滤芯陶瓷膜陶瓷膜过滤器