一、等離子體氧化電解液的優(yōu)化
對硅酸鈉－磷酸鈉混合體系電解液進(jìn)行對比優(yōu)化實(shí)驗(yàn)，以測得氧化時(shí)間內(nèi)起弧電壓，終止電壓，時(shí)間與電壓關(guān)系等參數(shù)以及陶瓷層厚度。多聚磷酸鈉Na3P5O10濃度恒定為15 g/l。
經(jīng)過大量嘗試性實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Na2SiO3濃度從4 g/l變到10 g/l時(shí)，有利于陶瓷層的生長，當(dāng)其濃度較低時(shí)，成膜速率較低，并且基本保持不變，約0.6μm/min左右；當(dāng)Na2SiO3濃度增加時(shí)，成膜速率變化較大，升至2.0μm/min，而陶瓷層變得粗糙。因此選定Na2SiO3濃度為6 g/l，8 g/l兩種進(jìn)行實(shí)驗(yàn)分析。



 
 
定的范圍內(nèi)，隨Na2SiO3濃度的增大膜層厚度增加，隨著KOH濃度的升高，氧化的起弧電壓逐漸降低。根據(jù)如上正交實(shí)驗(yàn)得出，在硅酸鈉體系下，LS2號電解液，即成份為Na3P5O10為15 g/l，Na2SiO3為8 g/l，KOH為2 g/l時(shí)，生成的陶瓷層，厚度大于其它編號的陶瓷層且均勻，總體質(zhì)量和外觀均好于其它編號的陶瓷層。
二、陶瓷層厚度與處理時(shí)間及電流密度的關(guān)系
由圖3-5可以看出，較短的時(shí)間內(nèi)，陶瓷層厚度線性增加，并且隨著電流密度的增加，陶瓷層的生長速率加大；隨時(shí)間延長，較大電流密度的氧化陶瓷膜層厚度變化趨于平緩，較小電流密度的膜層依然呈線性趨勢，因此在較大的電流密度下，等離子體氧化過程處理效率較高。但當(dāng)電流密度過大或處理時(shí)間過長時(shí)，試樣表面會產(chǎn)生紅色的火花或有爆鳴聲，此時(shí)對陶瓷層有很大破壞作用，會導(dǎo)致陶瓷層產(chǎn)生過燒，表面發(fā)黑，放電孔變大表面質(zhì)量難以保證。如果電流密度過小，則增加了反應(yīng)時(shí)間，又降低了處理效率，且容易使基體升溫過高而影響反應(yīng)進(jìn)行。因此電流密度范圍為2.5 A/dm2～7.5 A/dm2為宜，最終確定為5 A/dm2；強(qiáng)化時(shí)間確定為15 min。


 
 
 
三、電流電壓隨處理時(shí)間變化及能耗
通過圖3-6曲線可以看出，在等離子體氧化過程中，當(dāng)電流恒定時(shí)，電壓總體隨氧化時(shí)間的延長而增加，在等離子體氧化初期，電壓呈線性上升，且速度較快，隨時(shí)間延長，電壓的上升變得平緩；當(dāng)電壓恒定時(shí)，隨處理時(shí)間的延長，電流逐漸變小，氧化初期電流降落較快，后期變緩。
四、陶瓷層的相組成
圖3-7為LS2號電解液中，電流密度為5 A/dm2，強(qiáng)化時(shí)間為20 min條件下獲得陶瓷層的X－射線譜。可明顯看出衍射譜中出現(xiàn)了較強(qiáng)的鋁基體的衍射峰。此時(shí)陶瓷膜層厚度約為20μm左右，而正常X射線衍射的檢測深度可達(dá)76μm，因此X射線可以直接穿過陶瓷層打在基體鋁上。直流條件下包含Na2SiO3的溶液中形成的陶瓷層是由大量的γ-Al2O3和大量的非晶態(tài)氧化硅組成，是由于大量的氧化硅在放電通道口沉積，抑制了高溫相的α-Al2O3在試樣表面形成。而本試驗(yàn)在交流條件下形成的陶瓷層組成研究發(fā)現(xiàn)，陶瓷層主要由γ-Al2O3，α-Al2O3和Al6Si2O13相組成。其中膜層內(nèi)部的α-Al2O3的生成可能由于硅酸根離子只能在放電通道口沉積，不能進(jìn)入放電通道內(nèi)部放電，因此放電通道內(nèi)部溫度較高，有利于高溫相α-Al2O3的生成。


 
 
 
五、陶瓷層表面與斷面形貌分析
圖3-8為陶瓷層的截面形貌，可以看出陶瓷層較為致密，具有明顯的內(nèi)外兩層結(jié)構(gòu)，膜層與基體之間沒有清晰的分界線，結(jié)合很好，界面上不存在大的孔洞。A為鋁基體，B為內(nèi)部緊貼基體的致密層，組織致密，與基體之間結(jié)合緊密，沒有貫穿性的孔洞存在；C為陶瓷層外側(cè)的較為疏松的組織，在最靠近最外側(cè)的地方還存在一些類似粉體的局部區(qū)域。
圖3-9中試樣陶瓷層表面所分布的黑色孔洞即為放電通道。各圖中可以清晰的看到形狀不規(guī)則的放電通道，周圍的熔融物冷卻堆積成“熔巖”狀，整個(gè)表面顯得不連續(xù)。隨氧化時(shí)間延長，表面變得連續(xù)且光滑，放電通道的尺寸變大，數(shù)量減少。
當(dāng)達(dá)到45 min時(shí)，如圖3-9(g)可以明顯看到表面的陶瓷層出現(xiàn)裂紋，此時(shí)表面質(zhì)量下降，這也證明了隨著等離子體放電的進(jìn)行，放電通道逐漸被填充，擊穿變得困難，后期只能在特定的區(qū)域進(jìn)行放電，此時(shí)放電火花體積較大，會導(dǎo)致陶瓷層的剝落，因此陶瓷層厚度有變小的趨勢，即陶瓷層不可能無限制的增厚。也可以說，在給定電解液條件下陶瓷層會得到一個(gè)最終的厚度。
從上述研究結(jié)果可以看出，等離子體電解氧化陶瓷層內(nèi)存在一定數(shù)量的孔隙，對耐蝕性不利，這是該技術(shù)存在的一個(gè)主要缺點(diǎn)之一。有文獻(xiàn)報(bào)道，WO42-、PO43-、BO33-、Cr2O72-等可以調(diào)節(jié)膜層的生長速率，制成性能優(yōu)異的陶瓷層；F－的加入可以獲得強(qiáng)度、硬度適中，結(jié)合力、耐蝕性、電絕緣性均優(yōu)良的陶瓷層；甘油的加入使尖端產(chǎn)生配位物，使沉積更加穩(wěn)定；在等離子體電解氧化電解液中加入石墨和MoS2等粉末后，等離子體電解氧化陶瓷層形成過程中，能提高陶瓷層的耐磨性能，達(dá)到表面改性的目的。本文分別選用磷酸鹽和硅酸鹽體系電解液為基礎(chǔ)，研究不同添加劑和粉末顆粒對等離子體氧化陶瓷層的影響。最后，將超聲波引入等離子體電解氧化過程中，研究其對陶瓷層組織性能的強(qiáng)化作用。http://m.jimidao.com