一、微弧氧化陶瓷膜的外觀檢驗
本實驗條件各種參數下所制得的微弧氧化陶瓷層外觀大部分為白色，有少量試樣處理后表面顏色偏向灰白色，同一試樣各處顏色均勻。微弧氧化后試樣表面無明顯的深孔出現，外觀等級分數均在70以上。試樣制備過程中，我們分別對重熔后的電弧噴涂鋁層采用不同型號的砂紙打磨，以獲得不同表面粗糙度的原始試樣表面(最光潔表面打磨止800＃砂紙)。
微弧氧化后發(fā)現，幾乎所有的試樣的表面粗糙度都增大了，而且同等處理參數條件下原先粗糙度較小的試樣處理后表面粗糙度增大反而顯著，我們推測其具體原因與陶瓷層生長過程的特點有關，具體分析見本文的討論部分。電參數對微弧氧化陶瓷層表面粗糙度的影響也較為明顯。同等的前處理狀態(tài)下，隨著電流密度和處理時間的增加，微弧氧化陶瓷層的表面粗糙度呈增大的趨勢。圖4-20顯示的是微弧氧化過程中試樣表面粗糙度的變化情況，從1001#到1006#的電流密度為15 A/dm2，處理時間分別為：45 s，10 min，15 min，20 min，25 min，35 min。
實驗還發(fā)現，如果長時間在大電流密度條件下對試樣進行微弧氧化處理，將會使表面陶瓷層發(fā)生局部剝落，出現小坑。我們認為，這是由于微區(qū)內長時間能量輸入過大使微熔區(qū)發(fā)生小范圍“飛濺”，而且過大能量的輸入使表面陶瓷層出現嚴重的擊穿破壞。實驗中這是應該極力加以避免的。
二、微弧氧化陶瓷層的耐蝕性能
從圖4-21中可以看出，在各種濃度的NACL溶液中，微弧陶瓷化處理后的試樣的耐蝕性能最為優(yōu)良，優(yōu)于重熔前后的沒有經過此處理的試樣，而重熔后試樣的耐腐蝕性又好于未經過重熔的試樣。三種材料的腐蝕增重具有相同的特點，即隨著NACL溶液的濃度增加，腐蝕增重先增后減，在NACL溶液的濃度大約為10%的時候腐蝕增重達到最大。
本實驗所用浸泡液中含有Cl-，溶液中又有溶解氧存在，Cl-的存在破壞了鋁表面的鈍化膜，或阻礙了鋁表面氧的吸附而形成蝕孔，蝕孔內鋁就發(fā)生溶解。在NaCl溶液中，陰極反應為吸氧反應，孔內氧濃度下降，而蝕孔外富氧形成氧濃差電池�？變華l3+的不斷增加，為保持電中性，蝕孔外陰離子（Cl-）向孔內遷移，孔內氯離子濃度升高。又因為孔內鋁離子濃度升高并發(fā)生水解生成Al(OH)3和H+，這使孔內溶液氫離子濃度升高，pH值降低�？變人峄刮g孔內金屬處于HCl介質中，即處于活化溶解狀態(tài)；而蝕孔外的金屬處于富氧的中性介質中，表面維持鈍態(tài)。從而構成了活化(孔內)-鈍化(孔外)腐蝕電池，促使蝕孔內金屬不斷溶解，蝕孔外表面發(fā)生氧的還原。這樣使腐蝕以自催化的過程發(fā)展下去，從而促進腐蝕破壞的迅速發(fā)展。微弧氧化層的耐NaCl溶液的腐蝕性之所以好于重熔前后的電弧噴涂鋁層，是因為它的表面絕大部分為陶瓷層所覆蓋。由于鋁在NaCl溶液中腐蝕的陰極反應為吸氧腐蝕，而氧的溶解度又隨溶液濃度的增加而減小，因此當NaCl濃度較低時(<10%)，不影響溶液中的溶氧量，陰極反應不受限制，此時Cl-的破壞作用控制腐蝕的速度，因而腐蝕速度隨溶液中Cl-的增加而增大。但當溶液濃度較高時(>10%)，溶液中的溶氧量下降，溶氧的減少，使陰極反應受到限制，盡管這時溶液中有足夠多的Cl-，但它已不是起控制作用的因素了，此時，氧的溶解量決定了整個腐蝕反應的速度。這就是腐蝕增重在10%NaCl溶液中出現極大值的原因。我們又測定了重熔電弧噴涂鋁層微弧氧化前后的腐蝕極化曲線，如圖4-22所示。
從圖4-22中可以看出微弧氧化試樣的自然腐蝕電位約-200 mV，而未微弧氧化試樣的自然腐蝕電位約為-370 mV。由于自然腐蝕電位越低越易腐蝕，而未微弧氧化試樣相對微弧氧化試樣來說自然腐蝕電位較負，故耐腐蝕性能不如微弧氧化試樣，這與前面的浸泡實驗結果是一致的。
三、微弧氧化陶瓷層的耐磨性能
將微弧氧化陶瓷層的耐磨性與45鋼(經840℃淬火+150℃低溫回火)進行比較，得出的實驗結果如圖4-23所示。
由圖4-23可以看出，在較短的摩擦延長米(<20 M)和較長的摩擦延長米(>20 M)情況下微弧氧化陶瓷層的耐磨性和45鋼呈現出不同的優(yōu)劣性：當摩擦行程相對較小時，微弧氧化陶瓷層的磨損失重比45鋼稍大；而隨著行程的增加，微弧氧化陶瓷層良好的耐磨損性能逐漸體現出來，尤其是當摩擦延長米達到50~60 M的時候，微弧氧化陶瓷層的磨損失重僅為45鋼的1/2。我們認為，微弧氧化陶瓷層內外不同的結構和相組成是造成陶瓷層和45鋼耐磨性的優(yōu)劣在大小摩擦延長米條件下有所變化的原因。根據前面所做的微弧氧化陶瓷層相分析以及形貌觀察我們知道，微弧氧化陶瓷層外層是較為疏松的組織，因此容易被磨損掉；而隨著疏松外層的消失，陶瓷層內部的致密層顯露出來，內部組織的Α-AL2O3比外部要多，其良好的耐磨性逐漸體現出來。
因此我們認為，對于精密配合的磨損件采用微弧氧化處理后可先行打磨掉外部疏松層，以避免出現因磨損初期較大失重而造成零件失效。圖4-24為陶瓷層磨損前后的表面形貌。C點為較深的放電孔在磨損后的形貌，D點處為“山坡”之間的“溝渠”在磨損后的形貌，綜合比較A、B、C三處形貌，我們可以推測放電孔是一種倒立的錐形結構。在圖4-24中還可以可以看到陶瓷層表面的一些“溝渠”和殘留小孔，在摩擦副中這些“溝渠”和殘留小孔可以作為潤滑油的有效載體，來減少潤滑摩擦條件下的摩擦系數。
四、復合膜層的抗熱沖擊性能
文獻提到，微弧氧化陶瓷層可在300℃水淬35次無變化。我們采用了更為苛刻的實驗條件，即把保溫溫度提高到450℃。實驗中，我們分別采用水冷熱沖擊和空冷熱沖擊的方法來進行檢測。
(1)空冷熱沖擊
與上述方法類似，把試樣放入電阻爐中加熱至450℃保溫5 min后取出空冷3 min，認為試樣己足夠冷卻后，再次放入電阻爐中加熱，如此反復40次后觀察膜層表面形貌。
(2)水冷熱沖擊
把試樣放入電阻爐中加熱至450℃，保溫5 min后取出放入水中，l min后將試樣取出放入電阻爐中加熱，如此反復40次后觀察膜層表面形貌。與未進行此實驗的試樣相比較，熱沖擊后的試樣表面幾乎沒有發(fā)生任何變化。可以看出，一類裂紋產生在放電孔較為密集區(qū)域，裂紋沿著放電孔的方向發(fā)展，將放電孔連接起來；另一類裂紋發(fā)生在較大的“山坡體”上。為了觀察膜層在更惡劣的熱沖擊條件下的變化，我們對進行完實驗(1)和實驗(2)的平行試樣又進行了一次450℃保溫10 MIN加強實驗，然后分別空冷和水冷至室溫，圖4-27和圖4-28分別是進行完上述空冷和水冷熱沖擊加強實驗后陶瓷層的表面形貌。
可以看出，膜仍然沒有脫落的痕跡，只發(fā)現空冷熱沖擊試樣表面開始出現微小裂紋，而水冷熱沖擊試樣表面的裂紋略有所變寬。而且從試樣的截面觀察來看，沒有發(fā)現貫穿至膜層深處的裂紋。這表明上述裂紋僅存在于膜層表面及疏松層，而對整體膜層損害不大。上述實驗結果表明，復合膜層抗熱沖擊性能良好。與原始試樣相比，熱沖擊后的試樣沒有發(fā)現特征性的變化，僅僅在表面層出現了微裂紋。由此可以推測，膜層與基體之間具有比較接近的熱脹匹配。我們認為對試樣處理過程中由于冶金結合而形成的的材料梯度過渡是形成膜層與基體之間具有比較接近的熱脹匹配的主要原因。（正航儀器整理）http://www.hphzs.com
