镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能

工程科学学报，第40卷，第5期：605-611.2018年5月 Chinese Joural of Engineering,Vol.40,No.5:605-611,May 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.05.011;http://journals.ustb.edu.cn 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 张玉林)，朱鑫彬)，于佩航2)，左佑2》，张优)，陈飞)四 1)北京石油化工学院材料科学与工程学院，北京1026172)北京化工大学材料科学与工程学院，北京100029 ☒通信作者，E-mail:chenfei(@bipt.edu.cn 摘要通过在N,SiO,~KOH基础电解液中加入石墨烯添加剂，在镁锂合金表面制备出一层自润滑的含碳陶瓷层.利用扫 描电镜、原子力显微镜以及X射线衍射仪分析了陶瓷层的表面形貌、粗糙度以及物相组成，利用摩擦磨损试验仪对陶瓷层在 室温下的摩擦学性能进行研究.其结果表明，加人石墨烯后制备出的含碳陶瓷层表面放电微孔分布均匀，且其微孔尺寸和表 面粗糙度均明显降低.相比于镁锂合金，陶瓷层的表面硬度也得到明显的提高.此外，含碳陶瓷层主要由SO2、Mg,Si0:以及 Mg0物相组成，而石墨烯则以机械形式弥散分布于陶瓷层中并起到减摩作用.当石墨烯体积分数为1%时，陶瓷层表面显微 硬度为1317.6HV。4,其摩擦系数仅为009，其耐磨性明显提高.同时，陶瓷层磨痕的深度和宽度均明显小于镁锂合金，而且 较为光滑，表明陶瓷层表面没有发生严重的黏着磨损. 关键词镁锂合金：石墨烯：微弧氧化：诚摩性：耐磨性 分类号TG174.4 Friction properties of C-containing ceramic coatings on an Mg-Li alloy ZHANG Yu-lim”,ZHU Xin-bin”,YU Pei--hamg2》,ZU0Yom》,ZHANG You'',CHEN Fei 1)College of Materials Science and Engineering,Beijing Institute of Petrochemical Technology,Beijing 102617,China 2)College of Materials Science and Engineering,Beijing University of Chemical Technology,Beijing 100029,China Corresponding author,E-mail:chenfei@bipt.edu.cn ABSTRACT Due to its specific strength,superior electromagnetic shielding and excellent processing capabilities,the magnesium- lithium (Mg-Li)alloy is regarded as one of the most promising structural metal materials and has been extensively applied in various fields such as aerospace,offshore engineering,and the communication industry.Unfortunately,inferior tribological behavior,caused by low hardness,a fluctuating friction coefficient,and serious adhesive wear,has severely inhibited large-scale application of Mg-Li alloys in industrial engineering.Therefore,in this study,to enhance the tribological performance of a micro-arc oxidation(MAO)-pro- duced ceramic coating on an Mg-Li alloy,a variety of inorganic particles were tentatively added to MAO electrolytes to prepare compos- ite ceramic coatings with pronounced friction and wear resistance properties.MAO in NaSiO-KOH electrolytes with graphene addi- tives was used to produce self-lubricating C-containing ceramic coatings on an Mg-Li alloy.The surface morphologies,roughness, hardness,and phase compositions were investigated using scanning electron microscopy (SEM),atomic force microscopy (AFM),a Vickers hardness test,and X-ray power diffraction (XRD).At room temperature,the tribological properties of the ceramic coatings were evaluated by friction and wear tests.The results indicate that the micro-pores in the C-containing coatings distribute uniformly on the alloy surfaces and a significant decrease in micro-pore size and surface roughness is observed.The surface hardness of the coatings show significant enhancement compared with that of the Mg-Li alloy.The coatings mainly consist of SiO,MgSiO,and Mgo phases; graphene is dispersed throughout via mechanical effects and displayed an antifriction effect.The C-containing coating produced when the volume fraction of graphene in the electrolyte is 1%show good wear resistance and its surface hardness and friction coefficient are 收稿日期：2017-07-05 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51601015)：大学生研究训练计划资助项目(2017J00174,201700175)

工程科学学报,第 40 卷,第 5 期:605鄄鄄611,2018 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 5: 605鄄鄄611, May 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 05. 011; http: / / journals. ustb. edu. cn 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 张玉林1) , 朱鑫彬1) , 于佩航2) , 左 佑2) , 张 优1) , 陈 飞1) 苣 1) 北京石油化工学院材料科学与工程学院, 北京 102617 2) 北京化工大学材料科学与工程学院, 北京 100029 苣 通信作者,E鄄mail:chenfei@ bipt. edu. cn 摘 要 通过在 Na2 SiO3 鄄鄄KOH 基础电解液中加入石墨烯添加剂,在镁锂合金表面制备出一层自润滑的含碳陶瓷层. 利用扫 描电镜、原子力显微镜以及 X 射线衍射仪分析了陶瓷层的表面形貌、粗糙度以及物相组成,利用摩擦磨损试验仪对陶瓷层在 室温下的摩擦学性能进行研究. 其结果表明,加入石墨烯后制备出的含碳陶瓷层表面放电微孔分布均匀,且其微孔尺寸和表 面粗糙度均明显降低. 相比于镁锂合金,陶瓷层的表面硬度也得到明显的提高. 此外,含碳陶瓷层主要由 SiO2 、Mg2 SiO4 以及 MgO 物相组成,而石墨烯则以机械形式弥散分布于陶瓷层中并起到减摩作用. 当石墨烯体积分数为 1% 时,陶瓷层表面显微 硬度为 1317郾 6 HV0郾 1 kg,其摩擦系数仅为 0郾 09,其耐磨性明显提高. 同时,陶瓷层磨痕的深度和宽度均明显小于镁锂合金,而且 较为光滑,表明陶瓷层表面没有发生严重的黏着磨损. 关键词 镁锂合金; 石墨烯; 微弧氧化; 减摩性; 耐磨性 分类号 TG174郾 4 收稿日期: 2017鄄鄄07鄄鄄05 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51601015);大学生研究训练计划资助项目(2017J00174,2017J00175) Friction properties of C鄄containing ceramic coatings on an Mg鄄鄄Li alloy ZHANG Yu鄄lin 1) , ZHU Xin鄄bin 1) , YU Pei鄄hang 2) , ZUO You 2) , ZHANG You 1) , CHEN Fei 1) 苣 1) College of Materials Science and Engineering, Beijing Institute of Petrochemical Technology, Beijing 102617, China 2) College of Materials Science and Engineering, Beijing University of Chemical Technology, Beijing 100029, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: chenfei@ bipt. edu. cn ABSTRACT Due to its specific strength, superior electromagnetic shielding and excellent processing capabilities, the magnesium鄄 lithium (Mg鄄鄄Li) alloy is regarded as one of the most promising structural metal materials and has been extensively applied in various fields such as aerospace, offshore engineering, and the communication industry. Unfortunately, inferior tribological behavior, caused by low hardness, a fluctuating friction coefficient, and serious adhesive wear, has severely inhibited large鄄scale application of Mg鄄鄄 Li alloys in industrial engineering. Therefore, in this study, to enhance the tribological performance of a micro鄄arc oxidation (MAO)鄄pro鄄 duced ceramic coating on an Mg鄄鄄Li alloy, a variety of inorganic particles were tentatively added to MAO electrolytes to prepare compos鄄 ite ceramic coatings with pronounced friction and wear resistance properties. MAO in Na2 SiO3 鄄鄄KOH electrolytes with graphene addi鄄 tives was used to produce self鄄lubricating C鄄containing ceramic coatings on an Mg鄄鄄 Li alloy. The surface morphologies, roughness, hardness, and phase compositions were investigated using scanning electron microscopy (SEM), atomic force microscopy (AFM), a Vickers hardness test, and X鄄ray power diffraction (XRD). At room temperature, the tribological properties of the ceramic coatings were evaluated by friction and wear tests. The results indicate that the micro鄄pores in the C鄄containing coatings distribute uniformly on the alloy surfaces and a significant decrease in micro鄄pore size and surface roughness is observed. The surface hardness of the coatings show significant enhancement compared with that of the Mg鄄鄄Li alloy. The coatings mainly consist of SiO2 , Mg2 SiO4 , and MgO phases; graphene is dispersed throughout via mechanical effects and displayed an antifriction effect. The C鄄containing coating produced when the volume fraction of graphene in the electrolyte is 1% show good wear resistance and its surface hardness and friction coefficient are

·606· 工程科学学报，第40卷，第5期 1317.6 HVaand 0.09,respectively.Meanwhile,compared with the Mg-Li alloy the wear traces on the coating appears narrower and shallow,and the worn area seems relatively smooth,which indicates that slight adhesive wear occurs on the C-containing coating surface. KEY WORDS magnesium-lithium alloy;graphene;micro-arc oxidation;antifriction property;wear resistance 镁锂合金有着较高的比强度，且其合金导热和 Mg-Li合金试样需要依次经过500目、1000目、2000 导电性性能优异，又有易于机械加工及回收等优点， 目的砂纸打磨，并在抛光机上进行抛光，直至抛出镜 进而被广泛应用于汽车、航空航天、国防军工等领 面效果，然后将其放在超声清洗机中清洗10min,利 域，是目前最有前途的一种轻量化结构材料1-2】.但 用热风快速吹干待用.将Mg-Li合金试样一端打孔 由于合金中镁的化学性质活泼、合金表面硬度低，导 并使用镁丝一端连接紧固，镁丝的另一端固定在微 致其耐蚀性以及耐磨性较差，极易发生腐蚀和磨损 弧氧化设备阳极铜棒上并与电源正极相连接，电解 破坏，故其作为结构材料使用时，必需对其合金表面 槽内壁作为阴极与电源负极连接 性能进行强化处理34] 本实验配置的微弧氧化电解液以硅酸盐和氢氧 微弧氧化(MAO)作为一种在阀金属表面原位 化钾为主，其各组分含量分别为：Na,Si03·9H20(10 生长陶瓷膜层的技术，可将镁合金与陶瓷材料的优 gL-1)、KOH(5gL-1)、十二烷基苯磺酸钠(5g· 点良好的结合在一起.相比于镁合金基体，陶瓷层 L)、石墨烯分散液（质量分数为1%）.且在电解 能够显著改善其耐蚀性和耐磨性)，但由于陶瓷层 液中石墨烯分散液的体积分数分别为0,0.5%、1% 表面存在大量火山锥状突起，使其表面凹凸不平 和2%.WHD-60D型单极性微弧氧化脉冲电源的 在干摩擦条件下，由于陶瓷层表面较大的粗糙度，不 输出参数为：电压500V、电流3A(电流密度为 但会影响陶瓷层的使用寿命，而且还会加剧对磨材 0.2885A·cm-2)、占空比30%、频率1000Hz.处理 料的磨损.为了提高陶瓷层的耐磨性能，有学者通 时间30mim.电解液温度保持25℃、电解液pH值 过在微弧氧化电解液中加入高硬度的中性微粒，制 为12. 备出陶瓷层中包覆硬质颗粒的复合陶瓷层.Yang 1.2试验检测 和Liu[)在铝合金表面成功制备出包覆SiC颗粒的 利用SSX-550型扫描电子显微镜检测了陶瓷 陶瓷层，且陶瓷层表面放电微孔发生堵塞现象.ⅱ 层表面形貌：利用X射线能谱仪检测了磨痕微区元 和Luam]深入研究了纳米氧化铝颗粒参与微弧氧 素含量：利用D8 FOCUS一X射线衍射仪检测了陶 化反应过程机理，结果表明，纳米氧化铝颗粒并非简 瓷层表面物相组成：利用SPM9500-J3型原子力显 单的通过物理作用镶嵌于陶瓷层之中，而是参与到 微镜检测了陶瓷层表面粗糙度：利用HMV-1T型维 陶瓷层生成的化学反应之中.Lⅱ等]通过将石墨 氏显微硬度计检测了陶瓷层表面维氏硬度：利用 加入到电解液中，制备出包覆石墨的陶瓷层，该陶瓷 MS-T4000型摩擦磨损试验仪检测了陶瓷层在室温 层结构致密，耐蚀性得到明显提高.然而，由于陶瓷 下摩擦性能，摩擦副材质为不锈钢钢球GC15,载荷 层表面包覆有大量高硬度颗粒，往往引起陶瓷层表 为200g,转速200r·min-1,摩擦时间10min. 面粗糙度的增大，进而导致陶瓷层表面发生严重磨 损.本实验基于改善微弧氧化陶瓷层减摩性的目 2结果与讨论 的，通过在电解液中加入固体润滑材料石墨烯，采用 2.1石墨烯表面形貌 微弧氧化方法一步实现含固体润滑物质陶瓷层的制 图1为配制石墨烯分散液所用石墨烯固体粉末 备，并对含碳陶瓷层微观结构，以及在干摩擦条件下 的微观形貌.从图1中可以看出，石墨烯固体粉末 的摩擦学性能进行检测分析. 呈现薄片状，在超声和机械搅拌双重作用下，石墨烯 粉末均匀分散在电解液之中.由于石墨烯较大的比 1试验 表面积，使其在电解液中极易吸附自由电子，而呈现 1.1材料与试剂 负电性.在电场作用下，吸附电子而呈现负电性的 本实验采用Mg-Li合金作为阳极，Mg-Li合金 石墨烯则向阳极发生移动，并逐渐吸附在阳极试样 试样尺寸为20mm×20mm×3mm,合金中各元素质 表面. 量分数为：5%Li、3.5%Al、1%Zn、1.2%Ce、1.5% 2.2微弧氧化膜层表面形貌 Mn、余量为Mg.在进行微弧氧化(MAO)处理前， 图2为Mg-Lⅰ合金经微弧氧化处理后陶瓷层

工程科学学报,第 40 卷,第 5 期 1317郾 6 HV0郾 1 kg and 0郾 09, respectively. Meanwhile, compared with the Mg鄄鄄 Li alloy the wear traces on the coating appears narrower and shallow, and the worn area seems relatively smooth, which indicates that slight adhesive wear occurs on the C鄄containing coating surface. KEY WORDS magnesium鄄lithium alloy; graphene; micro鄄arc oxidation; antifriction property; wear resistance 镁锂合金有着较高的比强度,且其合金导热和 导电性性能优异,又有易于机械加工及回收等优点, 进而被广泛应用于汽车、航空航天、国防军工等领 域,是目前最有前途的一种轻量化结构材料[1鄄鄄2] . 但 由于合金中镁的化学性质活泼、合金表面硬度低,导 致其耐蚀性以及耐磨性较差,极易发生腐蚀和磨损 破坏,故其作为结构材料使用时,必需对其合金表面 性能进行强化处理[3鄄鄄4] . 微弧氧化(MAO)作为一种在阀金属表面原位 生长陶瓷膜层的技术,可将镁合金与陶瓷材料的优 点良好的结合在一起. 相比于镁合金基体,陶瓷层 能够显著改善其耐蚀性和耐磨性[5] . 但由于陶瓷层 表面存在大量火山锥状突起,使其表面凹凸不平. 在干摩擦条件下,由于陶瓷层表面较大的粗糙度,不 但会影响陶瓷层的使用寿命,而且还会加剧对磨材 料的磨损. 为了提高陶瓷层的耐磨性能,有学者通 过在微弧氧化电解液中加入高硬度的中性微粒,制 备出陶瓷层中包覆硬质颗粒的复合陶瓷层. Yang 和 Liu [6]在铝合金表面成功制备出包覆 SiC 颗粒的 陶瓷层,且陶瓷层表面放电微孔发生堵塞现象. Li 和 Luan [7]深入研究了纳米氧化铝颗粒参与微弧氧 化反应过程机理,结果表明,纳米氧化铝颗粒并非简 单的通过物理作用镶嵌于陶瓷层之中,而是参与到 陶瓷层生成的化学反应之中. L俟 等[8] 通过将石墨 加入到电解液中,制备出包覆石墨的陶瓷层,该陶瓷 层结构致密,耐蚀性得到明显提高. 然而,由于陶瓷 层表面包覆有大量高硬度颗粒,往往引起陶瓷层表 面粗糙度的增大,进而导致陶瓷层表面发生严重磨 损. 本实验基于改善微弧氧化陶瓷层减摩性的目 的,通过在电解液中加入固体润滑材料石墨烯,采用 微弧氧化方法一步实现含固体润滑物质陶瓷层的制 备,并对含碳陶瓷层微观结构,以及在干摩擦条件下 的摩擦学性能进行检测分析. 1 试 验 1郾 1 材料与试剂 本实验采用 Mg鄄鄄 Li 合金作为阳极,Mg鄄鄄 Li 合金 试样尺寸为 20 mm 伊 20 mm 伊 3 mm,合金中各元素质 量分数为:5% Li、3郾 5% Al、1% Zn、1郾 2% Ce、1郾 5% Mn、余量为 Mg. 在进行微弧氧化( MAO) 处理前, Mg鄄鄄Li 合金试样需要依次经过500 目、1000 目、2000 目的砂纸打磨,并在抛光机上进行抛光,直至抛出镜 面效果,然后将其放在超声清洗机中清洗 10 min,利 用热风快速吹干待用. 将 Mg鄄鄄Li 合金试样一端打孔 并使用镁丝一端连接紧固,镁丝的另一端固定在微 弧氧化设备阳极铜棒上并与电源正极相连接,电解 槽内壁作为阴极与电源负极连接. 本实验配置的微弧氧化电解液以硅酸盐和氢氧 化钾为主,其各组分含量分别为:Na2 SiO3·9H2O(10 g·L - 1 )、KOH(5 g·L - 1 )、十二烷基苯磺酸钠(5 g· L - 1 )、石墨烯分散液(质量分数为 1% ). 且在电解 液中石墨烯分散液的体积分数分别为 0 、0郾 5% 、1% 和 2% . WHD鄄鄄60D 型单极性微弧氧化脉冲电源的 输出参数为:电压 500 V、电流 3 A( 电流密度为 0郾 2885 A·cm - 2 )、占空比 30% 、频率 1000 Hz. 处理 时间 30 min. 电解液温度保持 25 益 、电解液 pH 值 为 12. 1郾 2 试验检测 利用 SSX鄄鄄550 型扫描电子显微镜检测了陶瓷 层表面形貌;利用 X 射线能谱仪检测了磨痕微区元 素含量;利用 D8 FOCUS—X 射线衍射仪检测了陶 瓷层表面物相组成;利用 SPM9500鄄鄄J3 型原子力显 微镜检测了陶瓷层表面粗糙度;利用 HMV鄄鄄1T 型维 氏显微硬度计检测了陶瓷层表面维氏硬度;利用 MS鄄鄄T4000 型摩擦磨损试验仪检测了陶瓷层在室温 下摩擦性能,摩擦副材质为不锈钢钢球 GCr15,载荷 为 200 g,转速 200 r·min - 1 ,摩擦时间 10 min. 2 结果与讨论 2郾 1 石墨烯表面形貌 图 1 为配制石墨烯分散液所用石墨烯固体粉末 的微观形貌. 从图 1 中可以看出,石墨烯固体粉末 呈现薄片状,在超声和机械搅拌双重作用下,石墨烯 粉末均匀分散在电解液之中. 由于石墨烯较大的比 表面积,使其在电解液中极易吸附自由电子,而呈现 负电性. 在电场作用下,吸附电子而呈现负电性的 石墨烯则向阳极发生移动,并逐渐吸附在阳极试样 表面. 2郾 2 微弧氧化膜层表面形貌 图 2 为 Mg鄄鄄 Li 合金经微弧氧化处理后陶瓷层 ·606·

张玉林等：镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 ·607· 石墨烯 局部放大图 图1石墨烯固体粉末微观形貌 Fig.1 Microstructure of graphene solid powders 图2不同石墨烯体积分数的电解液中制备微氧化表面陶瓷层形貌.(a)0:(b)0.5%;(c)1%;(d)2% Fig.2 Surface morphologies of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations:(a)0:(b)0.5%;(c)1%:(d)2% 表面扫描电镜形貌照片.由图2可以看出，陶瓷层 火花的尺寸大小[58].此外，随着电解液中石墨烯含 表面均由大量类似于“火山口”和“火山堆”状的物 量的增加，陶瓷层表面微孔直径逐渐降低，且部分微 质堆积而成.微弧击穿放电往往发生在膜层最薄弱 孔出现封堵现象，如图2(c)和(d).这是由于石墨 区域，并在放电通道内部形成高温高压的等离子放 烯大量分散在电解液之中，一方面会提高电解液的 电区，其间还伴随着氧气、氢气等气体的生成.在等电导率，使得阳极试样表面电压升高：另一方面，在 离子体放电区的高温高压作用下，金属基体中镁与电解液中吸附电子而呈阴离子特性的石墨烯在电场 氧发生反应，形成熔融态的金属氧化物.其熔融态 的作用下，会逐渐向阳极迁移并吸附于试样表面. 氧化物伴随着等离子气体的排放从放电通道内部喷 吸附于陶瓷层表面的石墨烯，由于良好的导电性，会 射而出，并在电解液冷淬作用下，快速凝固于微孔周 形成微弧氧化的二次放电点，这就使得单脉冲放电 围.该微孔尺寸决定于表面微弧放电瞬间表面形成 瞬间，陶瓷层表面火花数量急速增多.虽然单脉冲

张玉林等: 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 图 1 石墨烯固体粉末微观形貌 Fig. 1 Microstructure of graphene solid powders 图 2 不同石墨烯体积分数的电解液中制备微弧氧化表面陶瓷层形貌 郾 (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% Fig. 2 Surface morphologies of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations: (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% 表面扫描电镜形貌照片. 由图 2 可以看出,陶瓷层 表面均由大量类似于“火山口冶和“火山堆冶状的物 质堆积而成. 微弧击穿放电往往发生在膜层最薄弱 区域,并在放电通道内部形成高温高压的等离子放 电区,其间还伴随着氧气、氢气等气体的生成. 在等 离子体放电区的高温高压作用下,金属基体中镁与 氧发生反应,形成熔融态的金属氧化物. 其熔融态 氧化物伴随着等离子气体的排放从放电通道内部喷 射而出,并在电解液冷淬作用下,快速凝固于微孔周 围. 该微孔尺寸决定于表面微弧放电瞬间表面形成 火花的尺寸大小[5鄄鄄8] . 此外,随着电解液中石墨烯含 量的增加,陶瓷层表面微孔直径逐渐降低,且部分微 孔出现封堵现象,如图 2( c)和( d). 这是由于石墨 烯大量分散在电解液之中,一方面会提高电解液的 电导率,使得阳极试样表面电压升高;另一方面,在 电解液中吸附电子而呈阴离子特性的石墨烯在电场 的作用下,会逐渐向阳极迁移并吸附于试样表面. 吸附于陶瓷层表面的石墨烯,由于良好的导电性,会 形成微弧氧化的二次放电点,这就使得单脉冲放电 瞬间,陶瓷层表面火花数量急速增多. 虽然单脉冲 ·607·

.608. 工程科学学报，第40卷，第5期 的能量升高，但由于阳极试样表面火花数量的急剧 于膜层之中，促进了晶体形核，进而形成大量氧化物 增加，单火花所均分得的能量反而有所降低，火花自 品体.此外，熔融态的SiO2和Mg0等氧化物在高温 身体积的减小，进而导致陶瓷层表面微孔尺寸的减 高压环境作用下再次发生化学反应，形成Mg2Si0,· 小].此外，一部分石墨烯随电解液进入放电通道 随着外界温度逐渐的降低，熔融态氧化物逐渐转变 之中，熔融态氧化物由放电通道向外喷射而出时，在 为Mg0、SiO2和Mg2SiO4的混合物 电解液的急速冷淬作用下，迅速凝固于放电通道的 Mg Sio 一石墨烯0 内壁周围，石墨烯也随之包覆其中，进而导致微孔发 Mg0 -石墨烯0.5% 0Si0, 一石墨烯1.0% 生堵塞现象o] Li Mg, 一石墨烯2.0% ◆Li,Mgg 2.3微弧氧化膜层物相分析 X射线衍射图谱如图3所示.由图谱可知，其 中Li,Mg,和Li,Mg,物相的峰来自于镁锂合金基体. 而微弧氧化陶瓷层主要由Mg0、SiO2以及Mg2SiO, 三种物相组成，陶瓷层中没有发现C物相的峰，可 能是由于陶瓷层中C含量较少的缘故山.此外，随 着微弧氧化电解液中石墨烯浓度的增加，可以看到 0 40 60 80 20) X射线衍射谱图中Mg0和Mg,SiO,两种物相的相 图3试样表面X射线行射图谱 对峰强明显增加，表明电解液中石墨烯含量的升高 Fig.3 XRD patters of the specimens 能够促进其在陶瓷层中相对含量的增加.微弧氧化 电源在恒压工作模式下，由于石墨烯大量分散于电 2.4微弧氧化膜层表面三维形貌 解液之中，明显提高了电解液的电导率，使得加载到 图4为陶瓷层表面三维形貌照片，其膜层表面 阳极试样两侧的电压和单脉冲的总能量均有所升 平均粗糙度值如表1所示(R即为表面轮廓最大峰 高，微弧放电瞬间产生的热能增加，进而使得大范围 高、Area为膜层表面检测面积区域).可以看出，随 内的镁合金基体发生熔融，另一方面是在熔融态氧 着电解液中石墨烯含量的增加，陶瓷层表面平均粗 化物凝固时，石墨烯颗粒作为第二相杂质粒子存在 糙度值Ra呈现先降低后升高的趋势，且当石墨烯 a h 高度/m 高度m 1.5 1.5 1 0.5 0.5 0 51015 0 高度小m 高度m 0.5 -200 -400 1.0 -600 800 Sμ 图4不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层表面三维形貌.(a)0:(b)0.5%:(c)1%:(d)2% Fig.4 AFM micro-graphs of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations:(a)0;(b)0.5%;(c)1%;(d)2%

工程科学学报,第 40 卷,第 5 期 的能量升高,但由于阳极试样表面火花数量的急剧 增加,单火花所均分得的能量反而有所降低,火花自 身体积的减小,进而导致陶瓷层表面微孔尺寸的减 小[9] . 此外,一部分石墨烯随电解液进入放电通道 之中,熔融态氧化物由放电通道向外喷射而出时,在 电解液的急速冷淬作用下,迅速凝固于放电通道的 内壁周围,石墨烯也随之包覆其中,进而导致微孔发 生堵塞现象[10] . 图 4 不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层表面三维形貌 郾 (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% Fig. 4 AFM micro鄄graphs of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations: (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% 2郾 3 微弧氧化膜层物相分析 X 射线衍射图谱如图 3 所示. 由图谱可知,其 中 Li 3Mg7和 Li 3Mg17物相的峰来自于镁锂合金基体. 而微弧氧化陶瓷层主要由 MgO、SiO2 以及 Mg2 SiO4 三种物相组成,陶瓷层中没有发现 C 物相的峰,可 能是由于陶瓷层中 C 含量较少的缘故[11] . 此外,随 着微弧氧化电解液中石墨烯浓度的增加,可以看到 X 射线衍射谱图中 MgO 和 Mg2 SiO4 两种物相的相 对峰强明显增加,表明电解液中石墨烯含量的升高 能够促进其在陶瓷层中相对含量的增加. 微弧氧化 电源在恒压工作模式下,由于石墨烯大量分散于电 解液之中,明显提高了电解液的电导率,使得加载到 阳极试样两侧的电压和单脉冲的总能量均有所升 高,微弧放电瞬间产生的热能增加,进而使得大范围 内的镁合金基体发生熔融,另一方面是在熔融态氧 化物凝固时,石墨烯颗粒作为第二相杂质粒子存在 于膜层之中,促进了晶体形核,进而形成大量氧化物 晶体. 此外,熔融态的 SiO2 和 MgO 等氧化物在高温 高压环境作用下再次发生化学反应,形成 Mg2 SiO4 . 随着外界温度逐渐的降低,熔融态氧化物逐渐转变 为 MgO、SiO2 和 Mg2 SiO4 的混合物. 图 3 试样表面 X 射线衍射图谱 Fig. 3 XRD patterns of the specimens 2郾 4 微弧氧化膜层表面三维形貌 图 4 为陶瓷层表面三维形貌照片,其膜层表面 平均粗糙度值如表 1 所示(Rp 为表面轮廓最大峰 高、Area 为膜层表面检测面积区域). 可以看出,随 着电解液中石墨烯含量的增加,陶瓷层表面平均粗 糙度值 Ra 呈现先降低后升高的趋势,且当石墨烯 ·608·

张玉林等：镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 ·609· 体积分数为1%时，其Ra值(Ra≈412.2nm)最小， 加到1317.6HV。1,但此后，随着电解液中石墨烯 表明此时膜层表面比较平滑，在摩擦副对磨过程中， 含量升高，陶瓷层表面显微硬度值的增加幅度不再 有利于摩擦系数值的降低.而代表陶瓷层表面轮廓 明显.分析可知，石墨烯的加入一方面促进大量高 均方根偏差的Rq值的降低，主要是由于陶瓷层表 硬度Mg0和SiO2物相的生成；另一方面，石墨烯作 面微孔尺寸的降低和微孔堵塞现象所致[].在电 为第二相，以机械的形式分散于陶瓷层内部，提高了 场作用下，具有负电特性的石墨烯吸附在陶瓷层表 其强度[] 面，形成微弧氧化过程中的二次放电点，使得单脉冲 1500 1385.6HVa1e 放电瞬间陶瓷层表面微弧放电火花数量增多，而单 1317.6HVo1w 火花所具均分的能量却有所降低，则引起放电微孔 尺寸的减小以及大量熔融态氧化物在微孔内壁处凝 1000 974.5Ho1 固，减少了氧化物在陶瓷层表面的堆积，进而有利于 陶瓷层内部致密度的提高和表面粗糙度的降低 602.8HVa1e 500 表1表面平均粗糙度值 Table 1 Examination results of the specimens 130.2HVa1 石墨烯分散液的 编号 Rq/nm Ra/nm Rp/μn Area/μm2 体积分数/9% 镁锂合金 05% 1% 2% (a) 0 944.9 781.6 2.4 1216.5 镁锂合金及添加不同体积分数的石墨烯所制备的陶瓷层 (b) 0.5 823.7 653.4 2.8 1194.3 图5试样表面显微硬度 (c) 412.2 324.1 1.8 1059.2 Fig.5 Surface micro-hardness of the as-prepared samples (d) 2 651.8518.02.1 1149.1 2.6微弧氧化膜层摩擦学性能分析 2.5微弧氧化膜层表面硬度 图6为陶瓷层与不锈钢钢球对磨的摩擦系数曲 图5为陶瓷层表面显微硬度值.其中，镁合金 线图.由图6(a)可知，由于未添加石墨烯制备的陶 表面硬度较低，其维氏硬度仅为130.2HV。1,而经 瓷层表面维氏硬度低、粗糙度大，其表面微凸体被迅 过微弧氧化处理后的镁合金表面硬度明显上升，随 速磨平，引起摩擦副之间实际接触面积变大，进而导 着电解液中石墨烯含量的增加，其陶瓷层表面显微 致摩擦系数的快速上升.而随着石墨烯含量的增 硬度值呈现出逐渐递增的趋势.当石墨烯体积分数 加，可以看到陶瓷层的摩擦系数呈现逐渐降低的趋 由0增加到1%时，陶瓷层表面显微硬度值迅速增 势.当石墨烯体积分数为0.5%时，其摩擦系数平均 0.45(a 0.45 0.30 0.30 0.15 0.15 0 0 0.45c ④ 0.45 0.30 0.15 0.15 4 6 100 4 10 时间min 时间min 图6不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层摩擦系数曲线.(a)0:(b)0.5%:(c)1%:(d)2% Fig.6 Friction coefficient evolution of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations:(a)0;(b)0.5%;(c)1%; (d)2%

张玉林等: 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 体积分数为 1% 时,其 Ra 值(Ra抑412郾 2 nm)最小, 表明此时膜层表面比较平滑,在摩擦副对磨过程中, 有利于摩擦系数值的降低. 而代表陶瓷层表面轮廓 均方根偏差的 Rq 值的降低,主要是由于陶瓷层表 面微孔尺寸的降低和微孔堵塞现象所致[12] . 在电 场作用下,具有负电特性的石墨烯吸附在陶瓷层表 面,形成微弧氧化过程中的二次放电点,使得单脉冲 放电瞬间陶瓷层表面微弧放电火花数量增多,而单 火花所具均分的能量却有所降低,则引起放电微孔 尺寸的减小以及大量熔融态氧化物在微孔内壁处凝 固,减少了氧化物在陶瓷层表面的堆积,进而有利于 陶瓷层内部致密度的提高和表面粗糙度的降低. 表 1 表面平均粗糙度值 Table 1 Examination results of the specimens 编号 石墨烯分散液的 体积分数/ % Rq / nm Ra / nm Rp / 滋m Area / 滋m 2 (a) 0 944郾 9 781郾 6 2郾 4 1216郾 5 (b) 0郾 5 823郾 7 653郾 4 2郾 8 1194郾 3 (c) 1 412郾 2 324郾 1 1郾 8 1059郾 2 (d) 2 651郾 8 518郾 0 2郾 1 1149郾 1 图 6 不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层摩擦系数曲线 郾 (a) 0; (b) 0郾 5% ; (c) 1% ; (d) 2% Fig. 6 Friction coefficient evolution of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations: ( a) 0; ( b) 0郾 5% ; ( c) 1% ; (d) 2% 2郾 5 微弧氧化膜层表面硬度 图 5 为陶瓷层表面显微硬度值. 其中,镁合金 表面硬度较低,其维氏硬度仅为 130郾 2 HV0郾 1 kg,而经 过微弧氧化处理后的镁合金表面硬度明显上升,随 着电解液中石墨烯含量的增加,其陶瓷层表面显微 硬度值呈现出逐渐递增的趋势. 当石墨烯体积分数 由 0 增加到 1% 时,陶瓷层表面显微硬度值迅速增 加到 1317郾 6 HV0郾 1 kg,但此后,随着电解液中石墨烯 含量升高,陶瓷层表面显微硬度值的增加幅度不再 明显. 分析可知,石墨烯的加入一方面促进大量高 硬度 MgO 和 SiO2 物相的生成;另一方面,石墨烯作 为第二相,以机械的形式分散于陶瓷层内部,提高了 其强度[13] . 图 5 试样表面显微硬度 Fig. 5 Surface micro鄄hardness of the as鄄prepared samples 2郾 6 微弧氧化膜层摩擦学性能分析 图 6 为陶瓷层与不锈钢钢球对磨的摩擦系数曲 线图. 由图 6(a)可知,由于未添加石墨烯制备的陶 瓷层表面维氏硬度低、粗糙度大,其表面微凸体被迅 速磨平,引起摩擦副之间实际接触面积变大,进而导 致摩擦系数的快速上升. 而随着石墨烯含量的增 加,可以看到陶瓷层的摩擦系数呈现逐渐降低的趋 势. 当石墨烯体积分数为 0郾 5% 时,其摩擦系数平均 ·609·

·610. 工程科学学报，第40卷，第5期 值为0.18左右，其摩擦系数值上下波动幅度较大， 层疏松层已经发生脱落，磨痕处有大量磨屑和明显 如图6(b)所示.而当石墨烯体积分数升高至1%和 的微裂纹产生，这是由于摩擦副在对磨过程中，不锈 2%时，在摩擦前期(0至4.5min之间)，陶瓷层摩擦 钢钢球不断地对陶瓷层表面机械冲击所造成的[)] 系数分别降至0.13和0.06左右，由于其表面硬度 如图7(b)所示，含碳陶瓷层表面磨痕较窄，磨痕表 较高，故二者在摩擦前期的摩擦系数值和其曲线的 面比较平滑，仅发生了轻微的磨损现象.这主要是 波动幅度均较低，表现出良好的耐磨减摩效 由于当石墨烯体积分数为1%时，膜层表面的硬度 果13-1，如图6(c)和(d)所示.在摩擦后期，如图6 较高、粗糙度较低，使得含碳膜层在具有减摩效果的 (d)所示，陶瓷层的摩擦系数逐渐上升，这是由于该 同时，其耐磨性也得到了明显的提高[3,5].在摩擦 陶瓷层表面粗糙度较大，加快了陶瓷层表面磨损过 副对磨过程中，由于钢球对陶瓷层表面连续不断的 程，使得摩擦副之间的实际接触面积变大所致.石 机械撞击作用，使得含碳陶瓷层表面产生大量明显 墨烯的加人，一方面降低了陶瓷层的表面粗糙度，利 的微裂纹，裂纹的萌生和扩展是导致陶瓷层表层疏 于摩擦系数的降低：另一方面，大量石墨烯吸附在陶 松层脱落的一个重要原因.因此，提高含碳陶瓷层 瓷层表面，被凝固于陶瓷层表面的熔融态氧化物包 的韧性也是改善其摩擦性能的一个重要因素[). 覆其中，在对磨的过程中，聚集于磨痕处的石墨烯起 对A和B两点的元素点扫描结果也表明，B点处碳 到一定润滑减摩的作用[5-16]. 元素含量较高，说明石墨烯在摩擦过程中逐渐聚集 图7为电解液中石墨烯体积分数分别为0和 到磨痕表面，起到了良好的固体润滑作用.而A和 1%时，所制备膜层的表面磨痕形貌照片.对A和B B点两处铁和氧元素峰值相对较高，说明磨痕表面 两点进行元素点扫描如图8所示.由图7(a)可以 存在大量由钢球表面转移到陶瓷层表面的磨屑，转 看出，不含碳的陶瓷层由于表面硬度较低和粗糙度 移的铁元素在局部高温作用下，与空气中氧气反应 较大，导致其磨痕较深，较宽，并发生严重的黏着磨 形成氧化铁，在高速对磨产生大量热量的作用下，铁 损现象.从其局部放大图中可以看出，陶瓷层的表 的氧化物“冷焊”于陶瓷层表面1] (n 100m 部放 裂纹 00m 图7不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层磨痕形貌照片.(a)0:(b)1% Fig.7 Worn surface morphologies of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations:(a)0;(b)1% 尺寸逐渐降低，其陶瓷层表面粗糙度呈现出先降低 3结论 后升高的趋势 (1)通过在微弧氧化电解液中加入石墨烯添加 (2)含碳陶瓷层主要由SiO,、Mg,SiO,以及Mg0 剂，在镁锂合金表面制备出含碳微弧氧化陶瓷层. 等物相组成.由于石墨烯添加剂的加入，促进了高 随着电解液中石墨烯含量的增加，陶瓷层表面微孔 硬度SiO2和Mg0物相的生成，对提高陶瓷层表面

工程科学学报,第 40 卷,第 5 期 值为 0郾 18 左右,其摩擦系数值上下波动幅度较大, 如图 6(b)所示. 而当石墨烯体积分数升高至 1% 和 2% 时,在摩擦前期(0 至 4郾 5 min 之间),陶瓷层摩擦 系数分别降至 0郾 13 和 0郾 06 左右,由于其表面硬度 较高,故二者在摩擦前期的摩擦系数值和其曲线的 波动 幅 度 均 较 低, 表 现 出 良 好 的 耐 磨 减 摩 效 果[13鄄鄄14] ,如图 6(c)和(d)所示. 在摩擦后期,如图 6 (d)所示,陶瓷层的摩擦系数逐渐上升,这是由于该 陶瓷层表面粗糙度较大,加快了陶瓷层表面磨损过 程,使得摩擦副之间的实际接触面积变大所致. 石 墨烯的加入,一方面降低了陶瓷层的表面粗糙度,利 于摩擦系数的降低;另一方面,大量石墨烯吸附在陶 瓷层表面,被凝固于陶瓷层表面的熔融态氧化物包 覆其中,在对磨的过程中,聚集于磨痕处的石墨烯起 到一定润滑减摩的作用[15鄄鄄16] . 图 7 为电解液中石墨烯体积分数分别为 0 和 1% 时,所制备膜层的表面磨痕形貌照片. 对 A 和 B 两点进行元素点扫描如图 8 所示. 由图 7( a)可以 看出,不含碳的陶瓷层由于表面硬度较低和粗糙度 较大,导致其磨痕较深,较宽,并发生严重的黏着磨 损现象. 从其局部放大图中可以看出,陶瓷层的表 层疏松层已经发生脱落,磨痕处有大量磨屑和明显 的微裂纹产生,这是由于摩擦副在对磨过程中,不锈 钢钢球不断地对陶瓷层表面机械冲击所造成的[17] . 如图 7(b)所示,含碳陶瓷层表面磨痕较窄,磨痕表 面比较平滑,仅发生了轻微的磨损现象. 这主要是 由于当石墨烯体积分数为 1% 时,膜层表面的硬度 较高、粗糙度较低,使得含碳膜层在具有减摩效果的 同时,其耐磨性也得到了明显的提高[13,15] . 在摩擦 副对磨过程中,由于钢球对陶瓷层表面连续不断的 机械撞击作用,使得含碳陶瓷层表面产生大量明显 的微裂纹,裂纹的萌生和扩展是导致陶瓷层表层疏 松层脱落的一个重要原因. 因此,提高含碳陶瓷层 的韧性也是改善其摩擦性能的一个重要因素[17] . 对 A 和 B 两点的元素点扫描结果也表明,B 点处碳 元素含量较高,说明石墨烯在摩擦过程中逐渐聚集 到磨痕表面,起到了良好的固体润滑作用. 而 A 和 B 点两处铁和氧元素峰值相对较高,说明磨痕表面 存在大量由钢球表面转移到陶瓷层表面的磨屑,转 移的铁元素在局部高温作用下,与空气中氧气反应 形成氧化铁,在高速对磨产生大量热量的作用下,铁 的氧化物“冷焊冶于陶瓷层表面[18] . 图 7 不同石墨烯体积分数的电解液中制备陶瓷层磨痕形貌照片. (a) 0; (b) 1% Fig. 7 Worn surface morphologies of MAO coatings formed in electrolytes containing various GE concentrations: (a)0; (b) 1% 3 结论 (1)通过在微弧氧化电解液中加入石墨烯添加 剂,在镁锂合金表面制备出含碳微弧氧化陶瓷层. 随着电解液中石墨烯含量的增加,陶瓷层表面微孔 尺寸逐渐降低,其陶瓷层表面粗糙度呈现出先降低 后升高的趋势. (2)含碳陶瓷层主要由 SiO2 、Mg2 SiO4 以及 MgO 等物相组成. 由于石墨烯添加剂的加入,促进了高 硬度 SiO2 和 MgO 物相的生成,对提高陶瓷层表面 ·610·

张玉林等：镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 ·611· Mg Ka 元素 质量原子数 O Ka Mg Ka 元素 质量原子数 分数%百分数/% 分数%百分数% 2 Mg 32.8 30.8 Mg 19.3 15.1 0 42.0 59.1 ) 48.8 57.1 0 0 C 14.0 21.8 Fe 25.2 10.1 Fe 17.9 6.0 2 3 4 6 3 4 能量keV 能量keV 图8微弧氧化陶瓷层磨痕处元素含量分析.(a)A点：(b)B点 Fig.8 Elemental analysis of MAO coating wear scratches:(a)point A:(b)point B 显微硬度起到明显促进作用. [8]Lii G H,Chen H,Gu W C,et al.Effects of graphite additives in (3)含碳陶瓷层的摩擦实验研究表明，由于陶 electrolytes on the microstructure and corrosion resistance of alumi- 瓷层表面包覆石墨烯，在摩擦过程中，起到良好的减 na PEO coatings.Curr Appl Phys,2009,9(2)324 [9]Snizhko L 0,Yerokhin A L,Pilkington A,et al.Anodic proces- 摩效果：此外，陶瓷层表面硬度的提高，对其耐磨性 ses in plasma electrolytic oxidation of aluminium in alkaline solu- 也有着明显的改善作用. tions.Electrochim Acta,2004,49(13):2085 [10]Dunleavy CS,Golosnoy I O,Curran J A,et al.Characterisation 参考文献 of discharge events during plasma electrolytic oxidation.Surf Coat [1]Jia M Y,Zhang Y L.Wang C Y,et al.A study of micro-arc oxi- Technol,2009,203(22):3410 dation process for Mg-Li alloy.Electroplat Poll Contrl,2013,33 [11]Feng C J,Hu S L,Jiang Y F,et al.Effects of micro-arc oxida- (6):25 tion of Ti6Al4V alloy on adhesion property to electroless Ni-P- (贾鸣燕，张亚伦，王成远，等.镁-锂合金微弧氧化工艺的研 Zr composite platings and their wear resistance.Rare Met Ma- 究.电镀与环保，2013,33(6)：25) ter Eng,2013,42(12):2427 [2]Laleh M,Rouhaghdam A S,Shahrabi T,et al.Effect of alumina [12]Abbasi S,Golestani-Fard F,Rezaie H R,et al.MAO-derived sol addition to micro-are oxidation electrolyte on the properties of hydroxyapatite/TiO nanostructured multi-layer coatings on titani- MAO coatings formed on magnesium alloy AZ91D.J Alloys um substrate.Appl Surf Sci,2012,261:37 Compd,2010,496(1-2):548 [13]Ma K J,Bosta M MS A,Wu W T.Preparation of self-lubrica- [3]Zhou WQ,Shan D Y,Han E H,et al.Studies on corrosion re- ting composite coatings through a micro-are plasma oxidation with sistance of a non-chromate conversion coating for magnesium al- graphite in electrolyte solution.Surf Coat Technol,2014,259:318 loys.Mater Prot,2002,35(2)12 [14]Mohammadi S,Taromi F A,Shariatpanahi H,et al.Electro- (周婉秋，单大勇，韩恩厚，等.镁合金无铬化学转化膜的耐 chemical and anticorrosion behavior of functionalized graphite 蚀性研究.材料保护，2002,35(2)：12) nanoplatelets epoxy coating.J Ind Eng Chem,2014,20(6): [4]Matykina E,Arrabal R,Monfort F,et al.Incorporation of zirconia 4124 into coatings formed by DC plasma electrolytic oxidation of alumin- [15]Hua Y,Zhang ZG.Li W.Microstructure and degradation prop- ium in nanoparticle suspensions.Appl Suf Sci,2008.255(5): erties of C-containing composite coatings on magnesium alloy 2830 wires treated with micro-arc oxidation.Surf Coat Technol,2016. [5] Chen F,Zhou H,Yao B,et al.Corrosion resistance property of 291:70 the ceramic coating obtained through microarc oxidation on the [16]Wu X H.Su P B.Jiang Z H,et al.Influences of current density A731 magnesium alloy surfaces.Surf Coat Technol,2007,201(9. on tribological characteristics of ceramic coatings on ZK60 Mg al- 11):4905 loy by plasma electrolytic oxidation.ACS Appl Mater Interfaces [6]Yang Y,Liu Y H.Effects of current density on the microstructure 2010.2(3):808 and the comsion resistance of alumina coatings embedded with Sic [17]Tsao L C.Interfacial structure and fracture behavior of 6061 Al nano-particles produced by micro-arc oxidation.J Mater Sci Techn and MAO-6061 Al direct active soldered with Sn-Ag-Ti active o,2010,26(11):1016 solder.Mater Des,2014,56:318 [7]Li X J,Luan B L.Discovery of Al2O3 particles incorporation [18]Li H X.Song R G.Ji Z G.Effects of nano-additive TiOz on per- mechanism in plasma electrolytic oxidation of AM60B magnesium formance of micro-are oxidation coatings formed on 6063 alumi- alloy.Mater Lett,2012,86:88 num alloy.Trans Nonferrous Met Soe China,2013,23(2):406

张玉林等: 镁锂合金表面含碳陶瓷层的摩擦性能 图 8 微弧氧化陶瓷层磨痕处元素含量分析 郾 (a) A 点; (b) B 点 Fig. 8 Elemental analysis of MAO coating wear scratches: (a) point A; (b) point B 显微硬度起到明显促进作用. (3)含碳陶瓷层的摩擦实验研究表明,由于陶 瓷层表面包覆石墨烯,在摩擦过程中,起到良好的减 摩效果;此外,陶瓷层表面硬度的提高,对其耐磨性 也有着明显的改善作用. 参 考 文 献 [1] Jia M Y, Zhang Y L, Wang C Y, et al. A study of micro鄄arc oxi鄄 dation process for Mg鄄鄄Li alloy. Electroplat Poll Contrl, 2013, 33 (6): 25 (贾鸣燕, 张亚伦, 王成远, 等. 镁鄄鄄锂合金微弧氧化工艺的研 究. 电镀与环保, 2013, 33(6): 25) [2] Laleh M, Rouhaghdam A S, Shahrabi T, et al. Effect of alumina sol addition to micro鄄arc oxidation electrolyte on the properties of MAO coatings formed on magnesium alloy AZ91D. J Alloys Compd, 2010, 496(1鄄2): 548 [3] Zhou W Q, Shan D Y, Han E H, et al. Studies on corrosion re鄄 sistance of a non鄄chromate conversion coating for magnesium al鄄 loys. Mater Prot, 2002, 35(2): 12 (周婉秋, 单大勇, 韩恩厚, 等. 镁合金无铬化学转化膜的耐 蚀性研究. 材料保护, 2002, 35(2): 12) [4] Matykina E, Arrabal R, Monfort F, et al. Incorporation of zirconia into coatings formed by DC plasma electrolytic oxidation of alumin鄄 ium in nanoparticle suspensions. Appl Surf Sci, 2008, 255 (5 ): 2830 [5] Chen F, Zhou H, Yao B, et al. Corrosion resistance property of the ceramic coating obtained through microarc oxidation on the AZ31 magnesium alloy surfaces. Surf Coat Technol, 2007, 201(9鄄 11): 4905 [6] Yang Y, Liu Y H. Effects of current density on the microstructure and the corrosion resistance of alumina coatings embedded with SiC nano鄄particles produced by micro鄄arc oxidation. J Mater Sci Techn鄄 ol, 2010, 26(11): 1016 [7] Li X J, Luan B L. Discovery of Al2O3 particles incorporation mechanism in plasma electrolytic oxidation of AM60B magnesium alloy. Mater Lett, 2012, 86: 88 [8] L俟 G H, Chen H, Gu W C, et al. Effects of graphite additives in electrolytes on the microstructure and corrosion resistance of alumi鄄 na PEO coatings. Curr Appl Phys, 2009, 9(2): 324 [9] Snizhko L O, Yerokhin A L, Pilkington A, et al. Anodic proces鄄 ses in plasma electrolytic oxidation of aluminium in alkaline solu鄄 tions. Electrochim Acta, 2004, 49(13): 2085 [10] Dunleavy C S, Golosnoy I O, Curran J A, et al. Characterisation of discharge events during plasma electrolytic oxidation. Surf Coat Technol, 2009, 203(22): 3410 [11] Feng C J, Hu S L, Jiang Y F, et al. Effects of micro鄄arc oxida鄄 tion of Ti6Al4V alloy on adhesion property to electroless Ni鄄鄄 P鄄鄄 ZrO2 composite platings and their wear resistance. Rare Met Ma鄄 ter Eng, 2013, 42(12): 2427 [12] Abbasi S, Golestani鄄Fard F, Rezaie H R, et al. MAO鄄derived hydroxyapatite / TiO2 nanostructured multi鄄layer coatings on titani鄄 um substrate. Appl Surf Sci, 2012, 261: 37 [13] Ma K J, Bosta M M S A, Wu W T. Preparation of self鄄lubrica鄄 ting composite coatings through a micro鄄arc plasma oxidation with graphite in electrolyte solution. Surf Coat Technol, 2014, 259: 318 [14] Mohammadi S, Taromi F A, Shariatpanahi H, et al. Electro鄄 chemical and anticorrosion behavior of functionalized graphite nanoplatelets epoxy coating. J Ind Eng Chem, 2014, 20 ( 6 ): 4124 [15] Hua Y, Zhang Z G, Li W. Microstructure and degradation prop鄄 erties of C鄄containing composite coatings on magnesium alloy wires treated with micro鄄arc oxidation. Surf Coat Technol, 2016, 291: 70 [16] Wu X H, Su P B, Jiang Z H, et al. Influences of current density on tribological characteristics of ceramic coatings on ZK60 Mg al鄄 loy by plasma electrolytic oxidation. ACS Appl Mater Interfaces, 2010, 2(3): 808 [17] Tsao L C. Interfacial structure and fracture behavior of 6061 Al and MAO鄄鄄6061 Al direct active soldered with Sn鄄鄄 Ag鄄鄄 Ti active solder. Mater Des, 2014, 56: 318 [18] Li H X, Song R G, Ji Z G. Effects of nano鄄additive TiO2 on per鄄 formance of micro鄄arc oxidation coatings formed on 6063 alumi鄄 num alloy. Trans Nonferrous Met Soc China, 2013, 23(2): 406 ·611·