夏伶勤，韓建民，崔世海，楊智勇，李衛(wèi)京

(1 北京交通大學(xué) 機械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044；2 天津科技大學(xué) 機械工程學(xué)院，天津 300222)

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SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜的生長規(guī)律與性能

夏伶勤1，韓建民1，崔世海2，楊智勇1，李衛(wèi)京1

(1 北京交通大學(xué) 機械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044；2 天津科技大學(xué) 機械工程學(xué)院，天津 300222)

Science and Technology，Tianjin 300222，China)

采用微弧氧化法在SiCp/A356復(fù)合材料表面沉積獲得連續(xù)致密的陶瓷膜，測定了陶瓷膜的生長曲線和顯微硬度，利用SEM與XRD分析了陶瓷膜的組織形貌和相組成，考察了金屬基復(fù)合材料微弧氧化膜的耐磨和防腐性能。結(jié)果表明：SiC增強體阻礙了微弧氧化膜的生長，但它并未破壞其完整性；微弧氧化處理初始階段，陶瓷膜生長方式以向外生長為主，陶瓷膜主要由γ-Al2O3相組成；30min后，向外生長逐漸變慢，向內(nèi)生長開始增強；處理20min之后，陶瓷膜主要由γ-Al2O3，α-Al2O3相和莫來石相構(gòu)成；膜層耐磨性良好，耐腐蝕性能得到明顯改善。

鋁基復(fù)合材料；微弧氧化；陶瓷涂層；生長規(guī)律；磨損率

碳化硅顆粒增強鋁基復(fù)合材料具備高比強度和比剛度、耐磨、低熱膨脹系數(shù)、良好的尺寸穩(wěn)定性與導(dǎo)熱性等優(yōu)異的力學(xué)性能和物理性能，在軌道交通、航空、航天等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。德國KNORR公司制造的鋁基復(fù)合材料制動盤已安裝在歐洲城軌列車上運行[4]。從鋁基復(fù)合材料制動盤研發(fā)和應(yīng)用中發(fā)現(xiàn)，制動盤摩擦表面出現(xiàn)了嚴(yán)重劃傷和犁溝現(xiàn)象，究其原因是摩擦面的較高溫升使鋁基復(fù)合材料的基體軟化，不能承受硬質(zhì)點的犁削而形成劃傷[5]。采用表面處理技術(shù)在鋁基復(fù)合材料表面制備保護(hù)膜是解決摩擦面劃傷的有效手段[6-8]，但由于鋁基復(fù)合材料中的碳化硅增強體為半導(dǎo)體材料，傳統(tǒng)的陽極氧化法很難在其表面形成均勻連續(xù)的陽極氧化膜，并且陽極氧化膜也比較薄，無法滿足制動盤服役需求。

微弧氧化(Micro-Arc Oxidation, MAO)是一種在有色金屬(A1，Mg，Ti等)表面原位生長陶瓷層的表面處理技術(shù)[9]。它與傳統(tǒng)陽極氧化相比，其氧化膜與基體屬于冶金結(jié)合，結(jié)合牢固，而膜層為陶瓷結(jié)構(gòu)，硬度高，能夠有效提高基體材料的耐磨耐蝕性能[10-13]。由于增強體的存在，鋁基復(fù)合材料的微弧氧化過程不同于鋁合金[14-17]，薛文斌[15]研究了SiCp/2024Al的生長規(guī)律及性能，Cui等[16]和Lee等[17]分析了硅酸鹽體系中SiCp/A356微弧氧化陶瓷膜的耐磨性能，但均沒有揭示其膜層生長規(guī)律。本工作采用微弧氧化技術(shù)，在SiCp/Al復(fù)合材料表面得到了均勻致密的陶瓷膜，研究了SiCp/A356復(fù)合材料表面生長陶瓷膜的形貌特征及相組成，同時對陶瓷膜的生長過程、耐磨損及耐腐蝕性能進(jìn)行了分析。

1　實驗材料與方法

實驗材料為攪拌鑄造法制備的SiCp/A356鋁基復(fù)合材料，A356鋁合金含有7.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Si，0.42%Mg；SiCp體積分?jǐn)?shù)為20%，平均粒徑為20μm。試樣加工成φ30mm×1mm，試樣表面經(jīng)砂紙打磨并除油清洗。在北京交通大學(xué)自制的微弧氧化設(shè)備上進(jìn)行氧化處理，電流密度為4A/dm2，頻率為50Hz，占空比為50%，電解液采用鋁酸鹽體系(質(zhì)量濃度為10g/L NaAlO2，2g/L NaOH，1g/L NaF)，啟動冷卻系統(tǒng)控制電解液溫度不超過40℃。

采用ISOCOPE MPOD型渦流測厚儀測量微弧氧化陶瓷膜的厚度。采用JSM5800型掃描電子顯微鏡觀察試樣表面形貌和截面組織，采用D/max2200pc型自動X射線衍射儀(Cu靶，Kα射線)分析膜層的相組成。利用HX-500型顯微硬度計測量陶瓷膜的顯微硬度，載荷為0.98N，加載時間15s。摩擦實驗在MPX-2000型銷-盤式摩擦磨損試驗機上進(jìn)行，摩擦副為經(jīng)過淬火處理的GCr15圓盤(硬度HRC62)?；瑒铀俾史謩e為0.5,1.0,1.2,1.5m/s，施加載荷為300N，滑動距離為1.5km，干摩擦。耐腐蝕性實驗則在HK-2型鹽霧試驗機上進(jìn)行。

2　結(jié)果與分析

2.1微弧氧化陶瓷膜生長規(guī)律

圖1為微弧氧化陶瓷膜的結(jié)構(gòu)模型。圖2為陶瓷膜的生長曲線，用渦流測厚儀測試陶瓷膜的厚度H，用千分尺測試相同位置鋁基復(fù)合材料試樣在微弧氧化處理前、后的尺寸變化，計算出陶瓷膜向外生長厚度Hout，然后計算出向內(nèi)生長厚度Hin。圖2給出了H，Hout和Hin隨氧化時間的變化規(guī)律。可以看出，在氧化過程的前30min，陶瓷膜厚度與向外生長尺寸相差不大，說明此時陶瓷膜以向外生長為主，向基體方向生長的厚度較小，陶瓷膜厚度增加速率較快；氧化時間達(dá)到30min后，隨氧化時間的延長陶瓷膜繼續(xù)增厚，但向外生長的增加量占陶瓷膜厚度的比例逐漸降低，說明此時陶瓷膜開始向基體內(nèi)生長，30min后陶瓷膜同時向基體內(nèi)外生長。SiCp/2024Al微弧氧化生長規(guī)律分析表明[15]，在硅酸鹽電解液體系中復(fù)合材料陶瓷膜初期也是以向外生長為主，向內(nèi)生長為輔；而ZL101鋁合金陶瓷膜生長趨勢表明[13]：陶瓷膜初期以向外生長為主，后期以向內(nèi)生長為主。這說明SiC顆粒阻礙了陶瓷膜向內(nèi)生長。

圖1　微弧氧化陶瓷膜的結(jié)構(gòu)模型Fig.1　The structure model of the MAO ceramic coatings

圖2　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜生長曲線Fig.2　Growth curves of micro-arc oxidation ceramic coating on SiCp/A356 composite

圖3為A356鋁合金和SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜厚度隨氧化時間的變化規(guī)律。由圖3可知，陶瓷膜的厚度隨氧化時間的延長而增加。反應(yīng)前100min，膜層生長迅速，A356和SiCp/A356膜層生長速率分別達(dá)到1.37，1.12μm/min。100min后，A356膜層厚度增長變緩，SiCp/A356膜層厚度甚至略有降低。這可能是由于氧化后期放電火花比較稀松，膜層生長動力不足造成的。比較兩條曲線可知，同樣的處理條件下，兩種材料膜層生長規(guī)律類似，但A356比SiCp/A356膜層厚，這與復(fù)合材料中SiC顆粒對陶瓷膜生長的阻礙作用有關(guān)[15]。從微弧氧化陶瓷膜的外觀質(zhì)量來看，氧化時間較短時膜層表面均勻光滑，隨著氧化時間的延長，膜層粗糙度增加。當(dāng)氧化時間超過100min后，過長的氧化時間會導(dǎo)致陶瓷膜粗糙甚至剝落，因此，微弧氧化時間的選擇應(yīng)綜合考慮膜層厚度、表面質(zhì)量及生產(chǎn)效率等因素。

圖3　陶瓷膜的厚度隨微弧氧化處理時間的變化Fig.3　Variation of coating thickness with MAO treatment time

2.2微弧氧化陶瓷膜的表面形貌

經(jīng)過微弧氧化處理后的SiCp/A356鋁基復(fù)合材料表面呈灰白色，其表面形貌如圖4所示。由圖4(a)，(b)可見，氧化時間為20min時，陶瓷膜表層均勻分布著許多小顆粒狀物，膜表面分布有很多孔洞，它們大小不一，大的直徑可達(dá)到15μm，小的直徑不足3μm。這些孔洞是未封閉的等離子體放電通道，每一次放電都是一個絕緣擊穿過程。由圖4(c)，(d)可見，氧化時間為60min時，膜表面顆粒變得粗大，分布均勻性降低，孔洞數(shù)量減少，直徑在10μm左右，說明隨氧化時間的延長，等離子體放電通道逐漸封閉，陶瓷膜粗糙度增加。在SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化處理過程中，試樣表面首先形成非常薄的陽極氧化膜，氧化膜的不斷增厚使其電阻增大，最終形成有效的阻擋層；當(dāng)分配在阻擋層上的電場強度足夠大時阻擋層的薄弱部位(如微孔、裂紋、缺陷等)優(yōu)先被擊穿，擊穿瞬間產(chǎn)生的等離子體溫度高達(dá)8000K，這一溫度足以熔化微區(qū)內(nèi)的基體和阻擋層，而周圍的電解液溫度處于室溫，熔化物被快速冷卻燒結(jié)成陶瓷結(jié)構(gòu)。當(dāng)?shù)入x子體遇到SiC顆粒時，顆粒的外表面在放電微區(qū)的瞬間高溫作用下，Si元素被氧化形成SiO2，C元素以CO2的形式放出，SiC顆粒變小或者完全消失，熔融物質(zhì)將未轉(zhuǎn)變的碳化硅顆粒覆蓋，使膜層仍然保持連續(xù)和完整。

圖5為SiCp/A356鋁基復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜截面組織形貌圖。由圖5可見，膜層分為內(nèi)外兩層，外層有裂紋和較大的孔洞，內(nèi)層也分布有一些微孔，但膜層仍較為致密，膜-基界面附近的膜層中沒有大的孔洞，說明膜-基結(jié)合良好。由圖5還可以看出，有一些SiCp出現(xiàn)在膜-基界面處，而膜層內(nèi)部并沒有SiCp。膜-基界面處SiCp上方膜層厚度遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于其他膜層，說明SiCp阻擋陶瓷膜向內(nèi)生長。SiCp與周圍陶瓷膜結(jié)合良好，在微弧氧化過程中形成高溫微區(qū)促使SiCp發(fā)生分解并參與成膜反應(yīng)，變成氧化物。

圖4　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜表面形貌　(a)，(b)微弧氧化處理20min；(c)，(d)微弧氧化處理60minFig.4　Surface morphologies for ceramic coatings on SiCp/A356 composite by MAO(a),(b)the sample deposited for 20min;(c),(d)the sample deposited for 60min

圖5　SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜截面形貌　(a)微弧氧化處理20min；(b)微弧氧化處理60minFig.5　Cross-section morphologies for ceramic coatings on SiCp/A356 composite by MAO(a)the sample deposited for 20min;(b)the sample deposited for 60min

2.3陶瓷膜層元素分布與相組成

圖6為SiCp/A356鋁基復(fù)合材料MAO陶瓷膜XRD圖譜。由圖6可見，陶瓷膜主要由莫來石相和鋁的氧化物組成。從圖6曲線a可以看出，氧化5min時陶瓷膜主要由γ-Al2O3組成，基體鋁的衍射峰強度較高，這是由于此時的陶瓷膜厚度較薄(約6μm)且存在許多孔洞使得X射線穿透陶瓷膜打在鋁基體上造成的。氧化20min時陶瓷膜中γ-Al2O3相的衍射峰強度顯著提高，基體鋁的衍射峰強度急劇降低，出現(xiàn)了莫來石相和少量α-Al2O3相的衍射峰。氧化60min時，表面層相組成與處理20min時膜層組成相近，但基體鋁的衍射峰消失，這也證實了陶瓷膜具有一定厚度；圖6曲線d是60min試樣致密層的XRD圖譜，致密層主要由α-Al2O3相和莫來石相組成，γ-Al2O3相衍射峰的強度較表面層低。

圖6　SiCp/A356復(fù)合材料陶瓷層的XRD圖譜Fig.6　XRD patterns of micro-arc oxidation ceramic coating on SiCp/A356 composite

在微弧氧化初期，陶瓷層主要由γ-Al2O3組成，這是由于在較大過冷度下，γ相形核率大于α相形核率，而此時火花細(xì)小能量較低不能為α-Al2O3的形成創(chuàng)造條件。隨著時間的延長，電壓升高，發(fā)生擊穿時火花能量增大，試樣表面會形成一個高溫高壓微區(qū)，在這個微區(qū)內(nèi)生成的γ-Al2O3就會較容易地轉(zhuǎn)變?yōu)闊崃W(xué)穩(wěn)定的α-Al2O3相。大量的莫來石相的出現(xiàn)表明鋁基復(fù)合材料微弧氧化過程中SiC顆粒發(fā)生了分解，并參與了微弧放電區(qū)的反應(yīng)。文獻(xiàn)[15]表明電解質(zhì)溶液也參與了反應(yīng)，電解液成分對陶瓷膜組成的影響將在后續(xù)研究中進(jìn)行。

2.4陶瓷膜的顯微硬度

圖7　微弧氧化陶瓷膜橫截面的顯微硬度分布Fig.7　Microhardness of the MAO ceramic coatings on A356 and SiCp/A356

圖7所示為A356和SiCp/A356復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜橫截面的顯微硬度。A356和復(fù)合材料微弧氧化陶瓷膜的硬度范圍分別在600～1890HV，570～1478HV，而基體的硬度在80HV左右。顯然，陶瓷膜的硬度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于基體材料。在距離A356基體/陶瓷膜界面10μm左右，陶瓷膜的硬度迅速提高到1200HV。隨著與基體/陶瓷膜界面距離的增加，陶瓷膜的硬度呈現(xiàn)出先迅速提高，后逐漸下降的趨勢，在距離界面23μm處達(dá)到了最大值1890HV。鋁基復(fù)合材料陶瓷膜的硬度分布與A356陶瓷膜硬度的分布具有相似的規(guī)律，不同的是鋁基復(fù)合材料陶瓷膜的硬度略低，其顯微硬度最高值約為1406HV，出現(xiàn)在距離基體/陶瓷膜界面約20μm處。這說明SiC增強體對陶瓷膜整體的顯微硬度影響不大。陶瓷膜的硬度隨膜厚的變化趨勢是與陶瓷膜的相結(jié)構(gòu)及孔隙率的變化相對應(yīng)。陶瓷膜的內(nèi)層比較致密，且α-Al2O3含量較多，因此顯微硬度較高；而在陶瓷膜的外層，膜層主要由γ-Al2O3和莫來石相組成，且陶瓷膜外層比較疏松，孔洞較多，因此顯微硬度較低。

2.5摩擦學(xué)性能

采用MPX-2000型銷-盤式摩擦磨損試驗機對基體試樣(試樣編號SUB-0#)和不同處理時間微弧氧化試樣(試樣編號MAO-1#)進(jìn)行摩擦學(xué)性能分析。在精度為0.1mg的電子天平上對磨損前后的試樣進(jìn)行稱重，并以此計算出試樣磨損率，每個實驗點至少取3個數(shù)據(jù)。

圖8為SiCp/A356復(fù)合材料基體和微弧氧化試樣摩擦因數(shù)隨滑動距離的變化。微弧氧化試樣摩擦因數(shù)為0.78～0.90，而復(fù)合材料摩擦因數(shù)為0.41～0.50。180m之后微弧氧化試樣摩擦因數(shù)減小到0.75～0.82，這是由于疏松的層被磨掉露出致密的耐磨層，此時摩擦阻力較小，因而摩擦因數(shù)也減小。另外，由圖8還可以看出：陶瓷膜的摩擦因數(shù)高于復(fù)合材料基體，這反映出它們有不同的磨損機制。在銷-盤實驗大載荷條件下，陶瓷膜硬度高，此時黏著點的強度低于摩擦副的強度，剪切發(fā)生在結(jié)合面上，因此雖然摩擦因數(shù)較大，但磨損不大。復(fù)合材料表面部分剝落形成的凹坑儲存了被切削下來的鐵屑、鋁屑以及剝落后破碎的SiC顆粒，這些復(fù)雜成分的磨屑在復(fù)合材料表面形成一個機械混合層在摩擦過程中起潤滑作用[18]，降低了復(fù)合材料的摩擦因數(shù)。

圖8　無涂層試樣與微弧氧化涂層試樣摩擦因數(shù)隨滑動距離的變化Fig.8　Variation of friction coefficient with the sliding distance for the substrate and the micro-arc oxidation coating samples

圖9為SiCp/A356復(fù)合材料基體和微弧氧化試樣在300N載荷和不同滑動速率(0.5,1,1.2,1.5m/s)下的磨損率。比較鋁基復(fù)合材料與陶瓷膜的磨損實驗結(jié)果可知，在盤-銷接觸條件下，滑動速率較低時，復(fù)合材料與陶瓷膜具有相當(dāng)?shù)哪p率；但在滑動速率為1.5m/s、載荷為300N條件下，復(fù)合材料發(fā)生嚴(yán)重磨損，其磨損率遞增了幾個數(shù)量級，而陶瓷膜的磨損率只是略有增加僅為20.75mg/km，復(fù)合材料磨損量是陶瓷膜磨損量的190倍左右。這說明陶瓷膜能夠提高鋁基復(fù)合材料在高速高載條件下的耐磨性能。

圖9　無涂層試樣與微弧氧化涂層試樣在載荷為300N時磨損率隨滑動速率的變化Fig.9　Variation of wear rate with sliding velocity for the substrate and the micro-arc oxidation coating samples

2.6中性鹽霧腐蝕實驗

SiCp/A356試樣和微弧氧化試樣進(jìn)行120h中性鹽霧腐蝕實驗。在精度為0.1mg的電子天平上對腐蝕前后的試樣進(jìn)行清洗烘干后稱重，腐蝕失重率(ΔW)的計算公式為ΔW=(W1-W)/W×100%，其中W1和W分別為腐蝕前后試樣的質(zhì)量。試樣上的非測試區(qū)域用酚醛樹脂進(jìn)行封閉處理。實驗溶液為質(zhì)量濃度(50±5)g/L的中性氯化鈉溶液，實驗過程中鹽霧箱內(nèi)溫度恒定保持在(35±2)℃。連續(xù)噴霧，每天觀察并記錄試樣變化情況。經(jīng)24h中性鹽霧腐蝕實驗后，SiCp/A356試樣表面出現(xiàn)腐蝕斑點，120h后基體試樣變得凹凸不平，附著大量的腐蝕產(chǎn)物，經(jīng)清洗烘干后發(fā)現(xiàn)許多腐蝕坑散亂地分布在基體表面。而陶瓷膜達(dá)到一定厚度時，試樣表面無任何腐蝕現(xiàn)象發(fā)生，說明該涂層具有優(yōu)良的耐腐蝕性能。

圖10　微弧氧化陶瓷膜腐蝕失重率隨厚度的變化Fig.10　Variation of corrosion rate with thickness of MAO ceramic coating

圖10為陶瓷膜的腐蝕失重率隨陶瓷膜厚度的變化關(guān)系。由圖10可知，當(dāng)陶瓷膜厚度僅為6μm時，腐蝕失重率就出現(xiàn)了顯著下降的現(xiàn)象，隨后下降速率變緩，當(dāng)陶瓷膜厚度大于20.2μm后，腐蝕失重率隨膜層厚度的變化不明顯，腐蝕失重率趨于穩(wěn)定。圖10的實驗結(jié)果表明，陶瓷膜厚度為6μm時，復(fù)合材料表面已經(jīng)生成了較為完整的陶瓷膜，可有效地阻擋腐蝕介質(zhì)對基體表面的腐蝕；當(dāng)膜厚度達(dá)到20.2μm，進(jìn)一步增加厚度對降低腐蝕率的貢獻(xiàn)不大，反而會延長處理時間、增加電耗，工程應(yīng)用意義不大，因此20.2μm膜厚可以認(rèn)為是復(fù)合材料微弧氧化防腐處理的合理厚度。進(jìn)一步分析認(rèn)為，隨陶瓷膜厚度增加，陶瓷膜外層孔洞變大，內(nèi)部缺陷增多，因此微弧氧化材料的耐腐蝕性能與陶瓷膜的厚度并不成正比例關(guān)系。

不同氧化時間處理的陶瓷膜的耐腐蝕性能差異與陶瓷膜的表面形貌和相結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。如前所述，微弧氧化時間較短時陶瓷膜表面孔洞較多，腐蝕介質(zhì)能夠通過微孔對基體材料進(jìn)行腐蝕，此時陶瓷膜表面孔隙率的大小是決定其耐腐蝕性的主要原因；氧化時間較長時陶瓷膜表面雖然也有孔洞，但孔洞并沒有貫穿整個膜層，氧化時間超過20min時，陶瓷膜主要由α-Al2O3,γ-Al2O3和莫來石等陶瓷相組成，α-Al2O3和莫來石都屬于穩(wěn)定的陶瓷相，因此陶瓷膜具有良好的耐腐蝕性。

3　結(jié)論

(1)利用微弧氧化技術(shù)在SiCp/A356復(fù)合材料表面生長氧化物陶瓷膜，微弧氧化陶瓷膜在生長初期以向基體外生長為主，后期同時向基體內(nèi)外生長，其中向基體外生長的速率大于向基體內(nèi)生長的速率。

(2)反應(yīng)初期陶瓷膜主要由γ-Al2O3相組成，隨氧化時間延長，氧化膜表面層主晶相為γ-Al2O3相和莫來石相，致密層主晶相為α-Al2O3相，γ-Al2O3相和莫來石相。復(fù)合材料陶瓷膜硬度沿基體-陶瓷膜界面方向先迅速增加到最大值1406HV后逐漸下降。

(3)涂層試樣的耐磨性良好，摩擦速率較小時鋁基復(fù)合材料和微弧氧化試樣磨損率相當(dāng)，1.5m/s時鋁基復(fù)合材料發(fā)生嚴(yán)重磨損，而微弧氧化涂層試樣磨損率僅為20.75mg/km。

(4)微弧氧化處理可顯著提高復(fù)合材料的耐腐蝕性能，膜厚大于20.2μm的試樣經(jīng)120h中性鹽霧腐蝕后的表面無任何腐蝕現(xiàn)象發(fā)生。

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Growth Law and Properties of Ceramic Coatings on SiCp/A356 Composite Fabricated by Micro-arc Oxidation

XIA Ling-qin1，HAN Jian-min1，CUI Shi-hai2，YANG Zhi-yong1，LI Wei-jing1

(1 School of Mechanical,Electronic and Control Engineering，Beijing Jiaotong University，Beijing 100044，China；2 School of Mechanical Engineering,Tianjin University of

Compact ceramic coatings were fabricated on the SiCp/A356 composite surface by micro-arc oxidation(MAO). The growing curve and microhardness of coatings were determined. The morphology and phase composition of ceramic coatings were analyzed by scanning electron microscopy and X-ray diffraction respectively. The tribological properties and corrosion resistance of the coatings were investigated. The results show that the SiCphinders the coating growth, but the integrity of coating is not disrupted. At initial stage of MAO, outward-growth dominates the growth behavior of the coatings in the total thickness. Starting from 30min, the total thickness of the coatings increases gently and the total growth rate declines sharply; at this stage, the outward growth gradually slows down, and the inward growth maintains persistent enhancement. The oxide coating is mainly composed of γ-Al2O3at the initial reaction stage and composed of γ-Al2O3,α-Al2O3and mullite after 20min. The ceramic coating shows good wear and excellent corrosion resistance.

aluminum matrix composite;micro-arc oxidation;ceramic coating;growth law;wear rate

國家自然科學(xué)基金資助項目(51271076，51474101)

2014-07-10；

2015-07-22

高文理(1964-)，男，副教授，工學(xué)博士，研究方向：鋁合金、鎂合金及金屬基復(fù)合材料，聯(lián)系地址：湖南省長沙市麓山南路2號湖南大學(xué)材料學(xué)院(410082)，E-mail：wenligaohd@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.006

TB333;TG174.4

A

1001-4381(2016)01-0040-07