王重賀，康建剛，張惠斌，劉新利，賀躍輝，江垚

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Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料的抗鹽酸腐蝕性能

王重賀，康建剛，張惠斌，劉新利，賀躍輝，江垚

(中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

以Ti、Si、Al和石墨元素粉末為原料，采用粉末冶金方法制備的Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料，具有良好的孔隙結(jié)構(gòu)特征和力學(xué)性能。研究Ti3(Si,Al)C2多孔材料分別在0.001，0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液中的質(zhì)量、孔結(jié)構(gòu)和表面形貌的變化情況。通過Tafel曲線得到Ti3(Si,Al)C2多孔材料的電化學(xué)腐蝕動力學(xué)參數(shù)，并與多孔Ti材料進(jìn)行對比。結(jié)果顯示，Ti3(Si,Al)C2多孔材料腐蝕行為呈拋物線規(guī)律，在0.001 mol/L鹽酸溶液中質(zhì)量損失最少，為多孔Ti材料的29%。Ti3(Si,Al)C2多孔材料的孔結(jié)構(gòu)在0.001 mol/L鹽酸中最大孔徑及透氣度變化分別為1.06%，9.4%，隨酸度增大變化不大，表現(xiàn)出優(yōu)異的孔結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。電化學(xué)極化曲線擬合結(jié)果表明，Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位在0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液中隨酸濃度的升高而負(fù)移，自腐蝕電流密度隨酸度提高而增加，且材料在0.01 mol/L鹽酸溶液中的抗腐蝕性能最佳，自腐蝕電位及電流密度分別為161 mV，7.802×10?4mA·cm?2。結(jié)合靜態(tài)腐蝕浸泡實驗和電化學(xué)腐蝕測試結(jié)果，Ti3(Si,Al)C2多孔材料表現(xiàn)出優(yōu)異的抗鹽酸腐蝕性能。

Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物；多孔材料；孔結(jié)構(gòu)；電化學(xué)腐蝕；抗腐蝕性能

無機多孔材料具有良好的力學(xué)性能[1]、反沖再 生性能[2]、高溫性能[3]和滲透性能[6]，以及大的比表面積[4]、相對低的密度[5]等，廣泛用于過濾分離[7?8]、能源[9]、航空航天[10]、生物[11]、醫(yī)藥[12]和化工冶金[13]等領(lǐng)域。利用多孔材料對固體顆粒的攔截作用，可以實現(xiàn)從液體或氣體中分離出固體顆粒，因此多孔材料的孔結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性直接影響其固氣或固液分離效果。傳統(tǒng)濕法冶金工業(yè)，在酸浸出時常采用布袋過濾，布袋具有過濾精度較低、壽命短、耐腐蝕效果差和不易于反沖洗等特點[14?15]。同時具有良好抗環(huán)境腐蝕性能和孔結(jié)構(gòu)特征的無機多孔材料，對提高該工業(yè)領(lǐng)域的產(chǎn)品品質(zhì)，降低環(huán)境污染具有重要意義。Ti3SiC2金屬間化合物綜合了金屬和陶瓷諸多優(yōu)異性能[16]，具有低密度、高彈性模量、高強度和高穩(wěn)定性[17?18]，同時表現(xiàn)出良好的塑性[19]和抗腐蝕性[20]，是熱和電的良導(dǎo)體[1]，易于機械加工，抗熱震性優(yōu)良[21]。不論是作為體材料還是膜材料，這些性能特點均使其具有廣闊的應(yīng)用前景，可用于結(jié)構(gòu)材料、自潤滑材料以及電極材料等[22]。然而，Ti3SiC2化合物在反應(yīng)合成制備過程中，所必須要求的高燒結(jié)溫度(1 350~1 500 ℃)[23]，以及合成物相的較低純度[24]，限制了其廣泛應(yīng)用。Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物作為基于傳統(tǒng)三元層狀化合物Ti3SiC2制備而成的新型材料，是在原有制備Ti3SiC2材料基礎(chǔ)上采用Al元素部分置換Si元素，并以Si:Al原子比為1:1進(jìn)行反應(yīng)合成形成一種新型MAX相材料[25]。這種材料燒結(jié)溫度低，純度高，同時繼承了Ti3SiC2良好的物理和化學(xué)性能，有廣泛應(yīng)用前景。在酸性環(huán)境中，多孔材料的腐蝕同時發(fā)生在材料外表面和內(nèi)部孔隙表面。孔隙度、孔徑、孔隙形貌及孔的表面特征都會影響腐蝕過程[26]。有關(guān)Ti3(Si,Al)C2多孔材料的抗酸腐蝕性能未有相關(guān)報道。本論文開展Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料在酸性環(huán)境中的抗腐蝕性能的研究，揭示其腐蝕行為，為苛刻環(huán)境過濾分離過程的用材問題提供參考。

1 實驗

1.1 實驗樣品

采用Ti、Si、Al和石墨元素混合粉，通過元素粉末反應(yīng)合成方法制備Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料。在燒結(jié)過程中Si、Al元素會揮發(fā)，因此采用Ti、Si、Al、C元素摩爾比為3:0.6:0.6:2比例進(jìn)行燒結(jié)。采用相同形狀Ti金屬多孔材料和Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料進(jìn)行對比實驗，實驗用多孔圓片狀試樣直徑=30 mm，厚度=3 mm。材料制備參數(shù)如表1所列。

表1 多孔材料的主要制備參數(shù)

根據(jù)氣體泡壓法測定樣品的最大孔徑[27]，氣體透過法測量多孔樣品的透氣度，N2為透過氣體，采用BTP-Ⅲ型多孔材料性能檢測儀測試。

將所制備的Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料及多孔Ti材料樣品經(jīng)線切割制備成10 mm×10 mm，厚度3 mm塊狀電極試樣。工作電極工作面積為1 cm2，非工作面采用704膠封裝。實驗前在分析純酒精中用超聲波清洗30 min，放入50 ℃真空烘箱中烘干。

1.2 浸泡腐蝕實驗

采用分析純鹽酸和去離子水配制0.001，0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液，Ti3(Si,Al)C2多孔材料經(jīng)超聲波清洗、真空干燥、稱量并做好標(biāo)記分別置于上述鹽酸溶液中進(jìn)行連續(xù)浸泡腐蝕和循環(huán)腐蝕。連續(xù)浸泡腐蝕實驗將樣品在四種濃度的溶液中連續(xù)浸泡125 h，實驗結(jié)束后對腐蝕溶液的化學(xué)成分用誘導(dǎo)耦合等離子發(fā)射光譜儀(ICP PE,OP IMA 2000,USA)分析；循環(huán)腐蝕實驗前25 h每5 h為一個采樣點，之后以每25 h為一個采樣點，每次采樣將樣品取出，分別置于去離子水和酒精介質(zhì)中進(jìn)行超聲波清洗，80 ℃真空烘干，對樣品進(jìn)行稱量和孔結(jié)構(gòu)檢測，之后放入重新更換的腐蝕液中繼續(xù)進(jìn)行浸泡，總浸泡時間為125 h，實驗完成繪制樣品腐蝕動力學(xué)曲線。采用Quanta FEG 250型掃描電鏡觀察樣品腐蝕前后的微觀形貌。

1.3 電化學(xué)實驗

采用CHI660D型電化學(xué)工作站對Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料進(jìn)行電化學(xué)性能檢測。實驗采用常規(guī)三電極體系，其中待測材料為工作電極，輔助電極為鉑電極，參比電極為飽和甘汞電極。測試環(huán)境分別是0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液。為確保樣品充分浸潤，測試前將工作電極在相應(yīng)溶液中浸泡1 h。極化曲線掃描速度為0.001 V/s，通過Tafel曲線擬合得到材料自腐蝕電位和自腐蝕電流。

2 結(jié)果與討論

2.1 Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料合成

圖1為經(jīng)1 300 ℃燒結(jié)后Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料的X射線衍射圖譜。從圖1可看出衍射峰只有Ti3SiC2及雜質(zhì)TiC峰，且Ti3SiC2峰整體向小角度偏移，結(jié)合ZHANG等[24]的研究成果，可判定合成出的材料為Ti3(Si,Al)C2。衍射圖譜中TiC雜質(zhì)峰非常微弱，說明制備合成的Ti3(Si,Al)C2多孔材料具有很高純度。Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料及多孔Ti材料孔結(jié)構(gòu)參數(shù)如表2所列。

2.2 質(zhì)量損失曲線

Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料兩種材料室溫下分別在0.001，0.01，0.1和1 mol/L鹽酸中的質(zhì)量變化曲線如圖2所示。由圖2(a)可發(fā)現(xiàn)在0.001 mol/L鹽酸中，多孔體的質(zhì)量損失曲線隨腐蝕時間呈近似拋物線趨勢。Ti3(Si,Al)C2多孔材料中浸泡時間20 h后趨于平穩(wěn)。125 h循環(huán)腐蝕后Ti3(Si,Al)C2多孔材料的質(zhì)量損失為0.05%，而同條件下多孔Ti經(jīng)過前期的拋物線規(guī)律腐蝕過程后，仍保持較快的質(zhì)量損失，125 h循環(huán)腐蝕后，質(zhì)量損失已增至0.16%。Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.001 mol/L鹽酸中質(zhì)量損失明顯小于多孔Ti材料，僅為多孔Ti材料的29%。

圖1 Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物多孔材料XRD圖譜

表2 多孔材料孔結(jié)構(gòu)參數(shù)

圖2 Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料在鹽酸中的質(zhì)量損失曲線

(a) 0.001 mol/L; (b) 0.01 mol/L; (c) 0.1 mol/L; (d) 1 mol/ L

如圖2(b)、(c)和(d)所示，隨鹽酸濃度升高，Ti3(Si,Al)C2多孔材料的質(zhì)量損失增加，腐蝕規(guī)律與0.001 mol/L時相似仍呈拋物線趨勢。Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.01 mol/L鹽酸中，質(zhì)量損失為0.06%，在0.1 mol/L鹽酸中，質(zhì)量損失為0.11%，而在1 mol/L鹽酸中質(zhì)量損失則增至0.16%。多孔Ti隨鹽酸濃度升高，質(zhì)量損失大幅提高。在0.01 mol/L鹽酸中，多孔Ti的質(zhì)量損失增至0.20%，在0.1 mol/L鹽酸中增至0.25%，當(dāng)鹽酸濃度達(dá)到1 mol/L時，其質(zhì)量損失達(dá)到0.27%。在0.01，0.1和1 mol/L的鹽酸中Ti3(Si,Al)C2多孔材料的質(zhì)量損失均小于多孔Ti材料，分別為多孔Ti的30%、44%和59%，表現(xiàn)出較多孔Ti材料更優(yōu)異的抗腐蝕性能。經(jīng)過總時間為125 h的循環(huán)腐蝕后，Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.001 mol/L鹽酸中的質(zhì)量損失最小，僅為其在1 mol/L鹽酸中的33%。因此，在四種鹽酸溶液中，Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.001 mol/L鹽酸濃度溶液中具有最佳的抗腐蝕性能。

2.2 孔結(jié)構(gòu)參數(shù)演變

Ti3(Si,Al)C2多孔材料與多孔Ti材料腐蝕前后最大孔徑變化如表3所列。在0.001 mol/L鹽酸溶液中，兩種材料在四種濃度鹽酸中腐蝕后最大孔徑均有增大。Ti3(Si,Al)C2多孔材料最大孔徑變化率為1.23%，同條件下，多孔Ti材料最大孔徑變化率為5.27%，Ti3(Si,Al)C2多孔材料僅為其20%，可見Ti3(Si,Al)C2多孔材料對比多孔Ti材料孔結(jié)構(gòu)更穩(wěn)定，耐蝕性 更好。

隨鹽酸濃度升高，Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.01和0.1 mol/L鹽酸中，最大孔徑變化率為2.3%，5.36%，在1 mol/L鹽酸中孔徑變化率增至12.64%。多孔Ti的孔徑變化隨濃度增加，孔徑變化率變化明顯，增至7.8%，13.54%和30.85%，同條件下Ti3(Si,Al)C2多孔材料僅為其29.4%，39.5%，40.9%，均顯著大于Ti3(Si,Al)C2多孔材料。Ti3(Si,Al)C2多孔材料在三種濃度鹽酸溶液中，擁有更優(yōu)異的孔結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。

圖3為室溫下0.001，0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液中Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料的透氣度變化率。由圖3(a)可以看出，隨浸泡時間延長，Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti的透氣度均有提高，這是由于多孔材料經(jīng)腐蝕后，孔徑變大，使材料本身透氣度增大。在0.001 mol/L鹽酸中，Ti3(Si,Al)C2多孔材料經(jīng)125 h腐蝕后透氣度增加9.4%，透氣度變化趨于平穩(wěn)。同條件下多孔Ti材料經(jīng)125h腐蝕后透氣度已增加20.6%，且呈穩(wěn)速增長趨勢。對比多孔Ti，Ti3(Si,Al)C2多孔材料透氣度增幅更小，僅為多孔Ti的45.6%。

由圖3(b)，(c)和(d)可知，隨酸濃度增加， Ti3(Si,Al) C2多孔材料透氣度變化與0.001 mol/L鹽酸中呈相似規(guī)律，且增幅不大。在0.01和0.1 mol/L鹽酸中經(jīng)125 h腐蝕后透氣度增加16.5%和19.5%。在1 mol/L鹽酸中，Ti3(Si,Al)C2多孔材料依舊表現(xiàn)良好，125 h后透氣度僅增加22%。多孔Ti變化明顯，125 h腐蝕后，在0.01 mol/L鹽酸中透氣度已增加25%，仍呈穩(wěn)速增長趨勢。而在0.1和1 mol/L鹽酸中，波動較大，125 h腐蝕后已增至30%和38%，呈加速增長趨勢。對比多孔Ti材料，Ti3(Si,Al)C2多孔材料在四種鹽酸溶液中透氣度變化更穩(wěn)定，隨酸濃度升高透氣度變化僅增加12%，多孔Ti則增加了15%。Ti3(Si,Al)C2多孔材料表現(xiàn)出對鹽酸更好的耐受性及孔結(jié)構(gòu)穩(wěn) 定性。

表3 腐蝕125 h后試樣最大孔徑變化

圖3 Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料在鹽酸中的透氣度變化

(a) 0.001 mol/L; (b) 0.01 mol/L; (c) 0.1 mol/L; (d) 1 mol/L

2.3 極化曲線

Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料在室溫下0.01 mol/L鹽酸中的Tafel極化曲線如圖4所示。表4為兩種材料對應(yīng)腐蝕參數(shù)。從中發(fā)現(xiàn)，在0.01 mol/L條件下Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位為161 mV。自腐蝕電流密度為7.802×10?4mA·cm?2。多孔Ti自腐蝕電位為?409 mV。自腐蝕電流密度為3.010×10?3mA·cm?2?？梢姡瑑煞N材料中Ti3(Si,Al)C2多孔材料的自腐蝕電位更正，自腐蝕電流密度更低，體現(xiàn)出Ti3(Si,Al)C2多孔材料優(yōu)異的耐蝕性。

Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料在室溫下0.01，0.1和1 mol/L鹽酸溶液中的Tafel極化曲線由圖5所示。相應(yīng)腐蝕參數(shù)如表5所列。

在鹽酸的腐蝕過程中，酸濃度越高，H+濃度越高，氫電極電位更正，材料腐蝕驅(qū)動力更大。從圖5(a)可以看出，Ti3(Si,Al)C2多孔材料在三種濃度鹽酸中Tafel曲線隨酸濃度的升高而負(fù)移。在0.01 mol/L鹽酸中Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位為161 mV，將濃度升高至0.1 mol/L時負(fù)移至?74 mV，在1 mol/L鹽酸中，Ti3(Si,Al)C2多孔材料腐蝕電位僅為?166 mV。自腐蝕電流密度隨酸濃度的升高從0.01 mol/L時的7.802×10?4mA·cm?2增至1 mol/L時的7.761×10?3mA·cm?2。由圖5(b)可知，多孔Ti材料隨酸濃度升高自腐蝕電位呈負(fù)移規(guī)律。0.01 mol/L時多孔Ti材料自腐蝕電位為?335 mV，0.1 mol/L時負(fù)移至?409 mV。其自腐蝕電流密度則由3.010×10?3mA·cm?2增至5.488×10?3mA·cm?2。而在1 mol/L鹽酸中，多孔Ti自腐蝕電位已達(dá)?665 mV，自腐蝕電流密度增至1.350×10?2mA·cm?2，同條件下Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位更正，且與之相差499 mV，電流僅為其57%。對比可發(fā)現(xiàn)，三種腐蝕條件下Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位更正，自腐蝕電流密度更小，因此Ti3(Si,Al)C2多孔材料較多孔Ti腐蝕傾向更小，抗腐蝕性能更好。

圖4 Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料在室溫下0.01 mol/L鹽酸中的Tafel 極化曲線

表4 Ti3(Si,Al)C2在20 ℃，0.01 mol/L鹽酸中電化學(xué)參數(shù)

圖5 Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料在室溫下不同濃度鹽酸中Tafel極化曲線

(a) Ti3(Si,Al)C2; (b) Ti

表5 Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料在鹽酸中電化學(xué)參數(shù)

圖6 Ti3(Si,Al)C2多孔材料在室溫下1 mol/L濃度鹽酸中的陽極極化曲線

Ti3(Si,Al)C2多孔材料室溫下在1 mol/L鹽酸中陽極極化曲線如圖6所示。材料極化曲線有明顯的活化區(qū)，鈍化區(qū)，無穩(wěn)定鈍態(tài)區(qū)，直接進(jìn)入過鈍化區(qū)，說明材料在電化學(xué)腐蝕過程中隨電位的增加逐漸溶解，當(dāng)電位達(dá)到+0.097 V(圖6中B點)時，材料進(jìn)入鈍化區(qū)，多孔體表面開始生成絕緣的鈍化膜阻礙腐蝕進(jìn)行。當(dāng)電位升至+1.29 V時，材料進(jìn)入過鈍化區(qū)，表面開始析出氧氣，氧氣的攪拌作用使原有的濃差極化的效果消除，使其電流密度增加。

2.4 腐蝕過程分析

圖7為Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti在1 mol/L鹽酸溶液中經(jīng)125 h腐蝕前后的材料表面孔結(jié)構(gòu)形貌。Ti3(Si,Al)C2多孔材料在鹽酸溶液中腐蝕后，未發(fā)現(xiàn)腐蝕坑，材料的孔隙尺寸和形狀與初始狀態(tài)基本保持一致，沒有發(fā)生明顯腐蝕行為。從圖7(d)中可觀察到，多孔Ti材料表面形貌因腐蝕變得疏松，粗糙，大量白色雜質(zhì)分散于材料表面。將圖7(d)中材料表面局部放大，其形貌結(jié)構(gòu)如圖7(e)所示。材料表面積聚大量松散絮狀腐蝕產(chǎn)物，部分顆粒出現(xiàn)腐蝕坑，較多孔Ti材料腐蝕前變化明顯。SEM分析表明，Ti3(Si,Al)C2多孔材料的耐蝕性優(yōu)于多孔Ti材料。

圖7 Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料經(jīng)鹽酸溶液循環(huán)腐蝕125 h前、后孔結(jié)構(gòu)形貌

(a) Porous Ti3(Si,Al)C2, before corrosion; (b) Porous Ti3(Si,Al)C2, 1 mol/L HCl;(c) Porous Ti, before corrosion; (d), (e) Porous Ti, 1 mol/L HCl

表7 Ti3(Si,Al)C2多孔材料及多孔Ti材料腐蝕前后溶液離子濃度變化

Table 7 Change of ion concentrations of solution before and after corrosion

對Ti3(Si,Al)C2多孔材料和多孔Ti材料在室溫下1 mol/L鹽酸溶液中連續(xù)浸泡125 h的腐蝕液進(jìn)行離子濃度分析，結(jié)果如表7所列。Ti3(Si,Al)C2多孔材料經(jīng)125 h腐蝕后，腐蝕液中游離Ti濃度增加8.94 μg/mL，游離Al濃度僅增加0.65 μg/mL，可見Ti3(Si,Al)C2多孔材料在鹽酸溶液中的腐蝕主要來自于Ti的溶解。而多孔Ti材料經(jīng)125 h腐蝕后，腐蝕液中游離Ti濃度增加19.26 μg/mL，顯著高于Ti3(Si,Al)C2多孔材料，是Ti3(Si,Al)C2多孔材料的2.2倍。

常見金屬元素在稀鹽酸溶液中的主要腐蝕行為可以用下面的反應(yīng)來表示：

2Me+2nH+→nH2+2Men+(1)

而溶液中溶解氧的存在，使腐蝕過程中除主要的析氫腐蝕外，還可能發(fā)生吸氧腐蝕。

4Me+4nH++O2→4Men++2nH2O (2)

由于Ti是親氧性元素，在鹽酸溶液中最終以TiO2+游離態(tài)存于溶液中。根據(jù)溶液最終離子濃度可判定材料腐蝕反應(yīng)：

Ti+2H++O2→ TiO2++H2O (3)

2Al+6H+→2Al3++3H2(4)

相較于多孔Ti，金屬間化合物Ti3(Si,Al)C2多孔材料表現(xiàn)出優(yōu)良的耐腐蝕性，其原因與其特殊的鍵合特征有關(guān)[28]。Ti3(Si,Al)C2多孔材料原子之間的結(jié)合鍵同Ti3SiC2相似，主要是Ti-C，Ti-Si共價鍵[29]，而Ti3(Si,Al)C2金屬間化合物[24]因Al取代Si的位置而形成Ti-Al共價鍵[30]和少量金屬鍵，電化學(xué)腐蝕的基礎(chǔ)是自由電子的遷移，由于元素之間共價鍵的存在而束縛了自由電子的釋放，使材料在鹽酸溶液的陽極反應(yīng)過程中更不易失去電子產(chǎn)生溶解，因此體現(xiàn)出比多孔Ti更好的耐腐蝕性能。

3 結(jié)論

1) Ti3(Si,Al)C2多孔材料在室溫0.001 mol/L鹽酸溶液中的循環(huán)腐蝕行為遵循拋物線規(guī)律，經(jīng)125 h循環(huán)腐蝕Ti3(Si,Al)C2多孔材料的腐蝕質(zhì)量損失率為0.05%，是多孔Ti材料的29%；在0.01，0.1和1 mol/L鹽酸中，質(zhì)量損失曲線與0.001 mol/L時相似，經(jīng) 125 h循環(huán)腐蝕腐蝕質(zhì)量損失率為0.06%、0.11%和0.16%，是多孔Ti材料的30%、44%和59%。Ti3(Si,Al)C2多孔材料因更低的腐蝕質(zhì)量損失，表現(xiàn)出優(yōu)異的抗鹽酸腐蝕性能。

2) Ti3(Si,Al)C2多孔材料的孔結(jié)構(gòu)參數(shù)隨鹽酸濃度升高而增大。Ti3(Si,Al)C2多孔材料在0.001 mol/L鹽酸中最穩(wěn)定，最大孔徑增大1.06%，透氣度增加9.4%，分別為多孔Ti材料的20%和45.6%。相較于多孔Ti材料，在鹽酸環(huán)境中Ti3(Si,Al)C2多孔材料擁有更優(yōu)異的孔結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。

3) Ti3(Si,Al)C2多孔材料自腐蝕電位隨鹽酸濃度的增加而負(fù)移，自腐蝕電流密度隨鹽酸濃度的增加而增大。在0.01 mol/L時，Ti3(Si,Al)C2多孔材料表現(xiàn)出最大自腐蝕電位以及最小自腐蝕電流，分別為161 mV，7.802×10?4mA/cm2。三種鹽酸濃度中，Ti3(Si,Al)C2多孔材料較多孔Ti自腐蝕電位更正，自腐蝕電流密度更低，表現(xiàn)出更低的腐蝕傾向。

4) Ti3(Si,Al)C2多孔材料在鹽酸溶液中的腐蝕主要來自于Ti的溶解，其優(yōu)異的抗腐蝕性能歸因于Ti3(Si,Al)C2材料在酸性環(huán)境中的鈍化及特殊的化學(xué)鍵結(jié)構(gòu)。

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(編輯 高海燕)

Corrosion resistance of porous Ti3(Si,Al)C2intermetallics in hydrochloric acid solution

WANG Zhonghe, KANG Jian’gang, ZHANG Huibin, LIU Xinli, HE Yuehui, JIANG Yao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Porous Ti3(Si,Al)C2intermetallic compounds was fabricated by the powder metallurgy method using Ti, Si, Al and graphite powders as raw materials. It was a potential material with premium structure and properties. In this paper, corrosion kinetic curves, change of pore structure, surface morphology and Tafel polarization curves were measured in HCl solution (a%=0.001, 0.01, 0.1 and 1 mol/L at 20 ℃) to assess the corrosion resistance properties of porous Ti3(Si,Al)C2intermetallic compounds compared with porous Ti. The results show that the corrosion behavior of Ti3(Si,Al)C2obeys the rule of parabolic, and the lowest mass loss of porous Ti3(Si,Al)C2is in HCL solution of 0.001 mol/L, about 29% of that of porous Ti. Porous configuration of Ti3(Si,Al)C2is stable in acid environment. The change of maximum pore size and permeability of Ti3(Si,Al)C2are 1.06%, 9.4% respectively in HCL solution of 0.001 mol/L, and keep stable with the increase of acidity. The results of polarization curves of Ti3(Si,Al)C2show that the free corrosion potential declines and the corrosion current density increases with the increase of acidity. The best result of free corrosion potential and corrosion current density of porous Ti3(Si,Al)C2are 161 mV and 7.802×10?4mA·cm?2respectively in HCL solution of 0.01 mol/L. Porous Ti3(Si,Al)C2exhibits excellent hydrochloric acid corrosion resistively.

Ti3(Si,Al)C2intermetallics compounds; porous materials; pore structure; electrochemical corrosion; corrosion resistance

TG172

A

1673-0224(2018)01-85-09

國家自然科學(xué)基金資助項目(51504296)

2017?04?05；

2017?06?30

江垚，副研究員，博士。電話：18073110781；E-mail: jiangyao@csu.edu.cn