ZL109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝的制作方法

本發明涉及鋁合金的表面處理技術領域，具體涉及一種zl109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝。

背景技術：

zl109鑄造鋁合金具有導熱性好，熱膨脹系數小，耐高溫疲勞，質量輕等特點，被廣泛用來制造內燃機活塞。但是，鑄造鋁硅合金的表面硬度較低、耐磨性和耐蝕性較差，隨著現代發動機性能和工作壽命要求的不斷提高，更需要適當的表面處理來提高它的性能。由于鑄造鋁硅合金中si元素含量較高，所以常用的陽極氧化處理技術很難獲得較厚的表面處理層。

微弧氧化技術是一項在普通陽極氧化技術基礎上發展起來的一項表面處理技術，通過在樣品表面發生復雜的電化學、等離子化學、熱化學以光、電、熱等物理作用形成較厚的陶瓷膜。所獲得的陶瓷膜硬度高[4-5]，抗磨損、抗腐蝕、耐熱沖擊及絕緣性能好。

關于鋁合金微弧氧化方面已有大量研究，但因鑄造鋁硅合金中的硅元素含量較高，會顯著增加膜層中的孔隙率，使得其表面難以獲得性能優良的陶瓷膜層。

技術實現要素：

本發明針對以上提出的鑄造鋁硅合金中的硅元素含量較高，會顯著增加膜層中的孔隙率，使得其表面難以獲得性能優良的陶瓷膜層的問題，而研究設計一種zl109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝。本發明采用的技術手段如下：

一種zl109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝，采用雙極性脈沖微弧氧化電源，電解液的組成成分及濃度為：硅酸鈉8g/l、氫氧化鉀2.5g/l、鎢酸鈉5g/l、乙二胺四乙酸二鈉2g/l；電參數為正向電壓400v、負向電壓120v、占空比20％、頻率500hz。

進一步地，反應時間為60分鐘。

進一步地，所述電解液的反應溫度為30～40℃。

所述的zl109鋁合金的組分及含量為：si為11.0％～13.0％，cu為0.5％～1.5％，mg為0.8％～1.3％，ni為0.8～1.5％，其余為al。

與現有技術比較，本發明所述的zl109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝所生成的膜致密度較高，膜層與基體結合狀態好，磨損狀態穩定。

附圖說明

圖1是本發明實施例中硅酸鈉濃度與膜層厚度的關系曲線圖。

圖2是本發明實施例中硅酸鈉濃度與膜層截面顯微硬度的關系曲線圖。

圖3是本發明實施例中氫氧化鉀濃度與膜層厚度的關系曲線圖。

圖4是本發明實施例中氫氧化鉀濃度與膜層截面顯微硬度的關系曲線圖。

圖5是本發明實施例中鎢酸鈉濃度與膜層厚度的關系曲線圖。

圖6是本發明實施例中鎢酸鈉濃度與膜層截面顯微硬度的關系曲線圖。

圖7是本發明實施例中不同鎢酸鈉濃度對應的膜層xrd圖譜。

圖8是本發明實施例中鎢酸鈉濃度2g/l對應的膜層截面形貌圖。

圖9是本發明實施例中鎢酸鈉濃度5g/l對應的膜層截面形貌圖。

圖10是本發明實施例中不同占空比對應的膜層磨損曲線圖。

圖11是本發明實施例中占空比20％對應的膜層表面形貌圖。

圖12是本發明實施例中占空比50％對應的膜層表面形貌圖。

圖13是本發明實施例中電源頻率100hz生成的膜層橫截面形貌圖。

圖14是本發明實施例中正負向電壓單獨變化生成的膜層厚度曲線圖。

圖15是本發明實施例中正向電壓550v生成的膜層表面形貌圖。

圖16是本發明實施例中正向電壓550v生成的膜層橫截面形貌圖。

圖17是本發明實施例中膜層厚度與負向電壓的關系曲線圖。

圖18是本發明實施例中膜層表面粗糙度與負向電壓的關系曲線圖。

圖19是在正向電壓400v、負向電壓120v下生成的膜層截面形貌圖。

具體實施方式

一種zl109鋁合金微弧氧化耐磨陶瓷層工藝，采用雙極性脈沖微弧氧化電源，電解液的組成成分及濃度為：硅酸鈉8g/l、氫氧化鉀2.5g/l、鎢酸鈉5g/l、乙二胺四乙酸二鈉2g/l；電參數為正向電壓400v、負向電壓120v、占空比20％、頻率500hz；反應時間為60分鐘。

本實施例中，微弧氧化處理采用wd-20型雙極性脈沖微弧氧化電源恒壓模式，電解液主成膜劑為硅酸鈉，添加劑為鎢酸鈉、氫氧化鉀和乙二胺四乙酸二鈉。試樣為陽極，不銹鋼反應槽為陰極。處理過程中，采用外置的循環水冷卻系統使電解液溫度保持在30～40℃，并通過氣泵對電解液進行攪拌。采用tr200型手持式粗糙度儀測試膜層表面粗糙度；采用tt260型覆層測厚儀測試膜層厚度；采用hv-1000型顯微維氏硬度計測試膜層橫截面顯微硬度，載荷為0.98n，加載時間為15s；采用自制往復式摩擦磨損試驗機測試膜層耐磨性能，載荷：100n，速度：3m/s；利用泰思肯vega3型掃描電子顯微鏡觀察膜層的形貌；采用empyrean(荷蘭)型x射線衍射儀分析膜層的相組成。所生成的膜層厚度為76μm，表面粗糙度為2.2872μm，致密度較高，膜層與基體結合狀態好，磨損狀態穩定，磨損量在30h后穩定在1mg左右。

如圖1所示，隨硅酸鈉濃度升高膜層厚度逐漸增加，當硅酸鈉濃度低于8g/l時，膜厚受硅酸鈉濃度影響顯著，當硅酸鈉濃度高于8g/l時，硅酸鈉濃度對膜厚影響不大。主要原因是硅酸鈉具有較強的吸附性，其濃度的提高可以使更多的帶電粒子被吸附在樣品表面，同時又提供了更多的帶電粒子，而且使電解液電導率大幅提高，導電性增強，形成更多的放電中心。當硅酸鈉濃度超過8g/l時，陽極極化受到抑制，使膜層表面擊穿變得更加困難，膜層厚度增加的趨勢就會越來越緩慢。

如圖2所示，隨著硅酸鈉濃度增加，膜層截面顯微硬度呈現先增加后減小的趨勢，當硅酸鈉濃度為8g/l時，顯微硬度達到最大值(1149hv)。主要原因是硅酸鈉濃度較低時，微弧氧化反應比較緩慢，生成的膜層比較均勻，致密層所占比例較高，膜層截面顯微硬度呈現增加的趨勢；隨著硅酸鈉濃度的升高，當達到一定值后，微弧氧化反應速度快速增加，膜層中致密層的厚度就會減少，這時膜層截面顯微硬度呈現減小的趨勢。

如圖3所示，膜層厚度隨氫氧化鉀濃度增加而增加，濃度為0.5g/l時，膜厚為170μm，當濃度為2.5g/l時，膜厚為223μm，當氫氧化鉀濃度為3.5g/l時，膜層受到嚴重的破壞，出現不均勻的燒蝕。主要原因是氫氧化鉀作為添加劑的作用是提高電解液的導電性，伴隨濃度的升高，樣品表面的電流密度增大，促進微弧氧化反應的進行，當濃度增加到一定值，樣品表面電流密度過大，微弧氧化反應過于劇烈，導致膜層被破壞。故氫氧化鉀的優化濃度范圍為0.5～2.5g/l。

如圖4所示，隨氫氧化鉀濃度升高，膜層截面顯微硬度逐漸增加，當濃度為2.5g/l時，截面顯微硬度達1152hv。主要原因是氫氧化鉀濃度的升高，使樣品表面的微弧放電更加均勻，形成的致密層更加均勻，所占比例更高。

如圖5和圖6所示，隨著鎢酸鈉濃度的升高，膜層厚度沒有顯著變化，但膜層截面顯微硬度明顯提高。如圖7所示，膜層主要由α-al2o3和γ-al2o3組成。鎢酸鈉濃度為2g/l的膜層中γ-al2o3衍射峰多于鎢酸鈉濃度為5g/l的膜層，鎢酸鈉濃度為5g/l的膜層中α-al2o3衍射峰多于鎢酸鈉濃度為2g/l的膜層。這是由于鎢酸鈉濃度的升高使α-al2o3點陣中含有過量鋁離子被氧化，使膜層中α-al2o3相對增多。α-al2o3穩定性強，硬度高，所以使膜層更加致密，硬度耐磨性提高。圖8和圖9為2g/l和5g/l鎢酸鈉濃度形成的膜層橫截面形貌的對比，隨著鎢酸鈉濃度的提高膜層致密性得到提升。

如圖10所示，占空比10％條件下生成的膜層磨損量隨時間延長而增大，呈近似線性關系。占空比20％、30％、40％、50％條件下生成的膜層磨損量隨著時間的延長，呈現磨損量增加的速率逐漸變小的特點，磨損失重率逐漸降低并趨近于零。區別在于占空比30％、40％、50％條件下生成的膜層初期磨損量較大，而占空比20％條件下生成的膜層在摩擦磨損試驗整個過程中磨損量比較穩定，并保持在較低的水平。可見，占空比20％條件下生成的膜層耐磨性能較好。這是因為占空比越高，微弧氧化反應過程中作用在膜層上的能量越高，作用時間越長，使得膜層放電孔洞越多，均勻性更強，如圖11。在摩擦磨損過程中，膜層表面孔洞能夠儲存少量的潤滑油，從而改善了摩擦表面間的潤滑狀態，降低了磨損量。但占空比過大，會使膜層生長過程中能量過高，導致膜層表面粗糙度變大，如圖12。因此，占空比30％、40％、50％條件下生成的膜層磨損量較大。

磨損量由大到小的電源頻率順序依次為100hz、300hz、700hz、1000hz、500hz。500hz生成的膜層磨損量最小(1.3mg)，在整個摩擦磨損的過程中磨損狀態穩定，磨損速率逐漸減小，隨著磨損時間的延長，磨損量趨于恒定。100hz生成的膜層磨損量最大，磨損初期近似呈線性關系增長，25h后，磨損速率稍有下降，伴隨時間延長磨損量仍在繼續增加。300hz生成的膜層磨損量較100hz稍小，磨損速率變化規律與100hz相似。700hz和1000hz生成的膜層磨損量隨著時間的延長不斷增加，近似呈線性關系。

在電流密度和占空比一定的條件下，頻率越高，擊穿膜層的單脈沖能量越低，這樣不利于膜層的生長，所得膜層的厚度較低，1000hz生成的膜層厚度僅為25μm，所以膜層耐磨性能較低。而頻率過低，單脈沖能量過高，生成的膜層表面粗糙度較大，疏松層所占比例較大，如圖13，磨損量也較高。所以，頻率過大、過小對膜層的厚度、致密性及耐磨性能均不利。選擇500hz的頻率能夠獲得厚度適中，致密性較好，耐磨性能較好的膜層。

如圖14所示，電源負向電壓逐漸增大，膜層厚度增大，而伴隨正向電壓的增大，膜厚呈現先增大后減小的趨勢。通過掃描電鏡觀察到，當正向電壓達500v以上時，反應異常劇烈，膜層受到嚴重破壞，致密度嚴重下降，甚至出現局部脫落和裂紋的現象，見圖15和圖16，因此膜層厚度減小。這是因為正向電壓的主要作用是加快鋁合金基體的電解，提高電解液中陰離子向試樣表面的遷移速度以及等離子體的離子電流和電子電流密度，在電場和熱等離子體作用的條件下，電解液中的al³⁺和oh^—結合形成al(oh)3沉積在試樣表面并進一步轉化為al2o3，既正向電壓的升高，加速了膜層內外物質的輸送，而正向電壓過高，會導致反應速度過快，出現膜層與基體結合強度不高，甚至脫落裂紋的現象。伴隨負向電壓升高，膜層厚度顯著增加，增加速率明顯大于正向電壓，這是由于負向電壓升高引起的電流密度的變化要比正向電壓變化顯著的多。當負向電壓加載到試樣表面時，鋁合金試樣處于陰極狀態，試樣表面的水電解產生氫氣并吸附在試樣表面形成氣膜，氣膜加速等離子體的形成。同時試樣表面的電子密度較正向電壓加載時增大，電子電流增強。在電場的作用下，電子通過膜層引發強烈的電子雪崩，增加了膜層孔洞數量，擴大了膜層物質輸送的通道，從而強化了正向電壓的作用，使膜層厚度明顯增加。而膜層厚度增加會導致膜層表面粗糙度急劇增加，在本實驗參數條件下，負向電壓140v生成的膜層表面粗糙度高達5.0224μm，進而降低了膜層的耐磨性能。

如圖17和圖18所示，不同正電壓的條件，隨著負電壓的升高，膜層厚度和表面粗糙度逐漸升高，且當負電壓為120v，正電壓400v生成的膜層厚度大于正電壓450v生成的膜層，這是源于正電壓與負電壓的對膜層生長作用機理的不同，導致只有當正向電壓與負向電壓配比合適，即膜層內外物質輸送的速度與膜層物質輸送通道的數量配比恰當的時候，才能夠得到厚度適中，膜層表面粗糙度較低，致密度較高的膜層，見圖19。正向電壓400v、負向電壓120v生成的膜層在摩擦磨損試驗中，磨損狀態穩定，磨損量在30h后穩定在1mg左右。

以上所述，僅為本發明較佳的具體實施方式，但本發明的保護范圍并不局限于此，任何熟悉本技術領域的技術人員在本發明揭露的技術范圍內，根據本發明的技術方案及其發明構思加以等同替換或改變，都應涵蓋在本發明的保護范圍之內。