2024年5月5日发(作者:)
第33卷第2期
2020年4月CHINASURFACEENGINEERING
中 国 表 面 工 程
Vol.33
April
No.2
2020
doi:10.11933/.1007
9289.2
钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能
(1.北京石油化工学院
材料科学与工程学院,北京
102617;2.天津大学
材料科学与工程学院,天津
300072;3.
北京科
李明泽
1
,赵子聪
1
,吴敏宝
1
,左 佑
2
,张玉林
1,3
,陈 飞
1,4
技大学新材料技术研究院腐蚀与防护中心,北京
100083;4.
北京石油化工学院特种弹性体复合材料北京市重点实验
室,北京
102617)
摘 要:
为了改善钛合金种植体在体液中的腐蚀及摩擦腐蚀行为,延长其在人体环境中的服役时间,在微弧氧化
(MAO)膜层上采用溶胶凝胶(Sol-gel)法于羟基磷灰石(HA)和氧化石墨烯(GO)的混合溶胶中浸渍提拉成膜,从而在
Ti6Al4V合金表面成功地制备了GO/HA/MAO复合膜层。结果表明,MAO膜层表面的微孔及微球被GO/HA薄膜有效
结果分析知,GO/HA/MAO复合膜层在模拟体液(SBF)中的耐蚀性及耐摩擦腐蚀性相比于MAO膜层和Ti6Al4V基体均
得到了显著提高。
的覆盖且较为致密;膜层的物相组成主要为金红石相及锐钛矿相的TiO
2
、HA、SiO
2
和GO;根据电化学腐蚀和摩擦腐蚀
关键词:
Ti6Al4V合金;微弧氧化;羟基磷灰石;氧化石墨烯;摩擦腐蚀
中图分类号:
TG174.44;TG178
文献标志码:
A
文章编号:
1007-9289(2020)02-0097-14
FabricationandPerformanceofGO/HA/MAOCompositeCoatingon
TitaniumAlloySurface
(eofMaterialsScienceandEngineering,BeijingInstituteofPetrochemicalTechnology,Beijing102617,China;-
LI
Mingze
1
,ZHAOZicong
1
,WUMinbao
1
,ZUOYou
2
,ZHANGYulin
1,3
,CHENFei
1,4
InstituteforAdvancedMaterialsandTechnology,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083,China;-
jingKeyLabofSpecialElastomerCompositeMaterials,BeijingInstituteofPetrochemicalTechnology,Beijing102617,China)
partmentofMaterialsScienceandEngineering,TianjinUniversity,Tianjin300072,China;ionandProtectionCenter,
Abstract:
To
improvethecorrosionandtribocorrosionbehavioroftitaniumalloyimplantsinbodyfluidandprolongtheirserv-
icetimeinhumanenvironment,theGO/HAlayerwasdippedanddrawnintofilminthemixedsolofhydroxyapatite(HA)and
grapheneoxide(GO)bySol-gelmethodonthemicro-arcoxidation(MAO)coating,andtheGO/HA/MAOcompositecoatings
ultsshowthemicro-pores/spheresexistedonMAOcoating
surfaceiseffectivelycoveredbyGO/HAlayerandthesurfacemorphologiesofthecompositecoatingsbecomedensercomparedto
theMAOcoatingwithoutGO/paredcompositecoatingismainlycomposedbyrutileandanataseTiO
2
,
HA,SiO
2
ultsofelectrochemicalcorrosionandtribocorrosiontestindicatethecorrosionandtribocorrosionresist-
anceofGO/HA/MAOcompositecoatingsinsimulatedbodyfluid(SBF)islargelyenhancedbytheprotectiveGO/HAlayer,
comparedtotheMAOcoatingandTi6Al4Vsubstrate.
Keywords:
Ti6Al4Valloy;micro-arcoxidation;hydroxyapatite;grapheneoxide;tribocorrosion
收稿日期:
2019-10-15; 修回日期:2020-03-02
通信作者:
陈飞(1971—),男(汉),博士,教授;
研究方向:
材料表面改性技术;
E-mail:
chenfei@
基金项目:
北京市自然科学基金(2202017);北京石油化工学院大学生研究训练计划(2020X00175,
2020X00176)
(2020X00175,2020X00176)
Fund:
SupportedbyBeijingNaturalScienceFoundation(2202017)andURTProgramofBeijingInstituteofPetrochemicalTechnology
引用格式:
李明泽,赵子聪,吴敏宝,等.钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能[J].中国表面工程,
2020,33(2):
97-110.
ChinaSurfaceEngineering,2020,33(2):97-110.
LIMZ,ZHAOZC,WUMB,ationandperformanceofGO/HA/MAOcompositecoatingontitaniumalloysurface[J].
98
中 国 表 面 工 程2020年
0 引 言
从20世纪50年代起,Ti6Al4V(TC4)合金由
于其良好的耐蚀性和生物相容性、卓越的机械性
能及其在宿主骨组织中良好的骨整合能力等优
越性,已逐渐成为应用最为广泛的人工植入物材
料之一
[1
-
4]
人体内是“惰性
。从物理化学的角度来看
”的,因为它会自然地形成一层热
,钛合金在
力学稳定的氧化钛保护膜(厚1.5~10
层具有较高的粘附性和自我修复性
[5
-
6]
nm),该膜
有的金属植入物(尤其是牙种植体和髋关节等
。然而所
)
在口腔唾液或人体体液内的长期使用过程中都
会因磨损、腐蚀,尤其是摩擦腐蚀(磨损和腐蚀的
协同作用)等因素而存在某种程度的退化及降解
行为
[7
-
9]
可能会引起不良的生物学反应
,并且由此而释放的腐蚀产物及磨屑很
,进而导致植入手
术失败
[10
-
11]
会加速其在人体体液环境中的腐蚀
。此外,钛合金较差的摩擦学性质也
[12]
知,钛合金表面形成的很薄的钝化保护膜层显然
。综上可
不能满足生物医学领域对植入物表面高性能的
要求。因此需对Ti6Al4V合金进行表面处理,提
高其在模拟体液中的耐磨性和耐蚀性,以保证其
植入物在人体环境中能够长期的服役。
目前,阳极氧化
[13]
熔覆
[15]
、
被广泛地应用于钛和钛合金的表面改性中
、电泳沉积
[16]
和微弧氧化
等离子体喷涂
[14]
[17]
等技术已经
、激光
。其
中,微弧氧化(Micro-arc
离子体电解氧化(Plasma
oxidation,
electrolytic
MAO)
oxidation,
又称等
置于特定的电解液中
PEO),
是一种将铝、镁
,利用微区瞬间高温烧结作
、钛、锆等阀金属及其合金
用,在其表面原位生长陶瓷膜层的表面处理技
术
[18
-
20]
方式形成含有晶体结构为金红石相
。该技术能够在基体表面以冶金结合的
、锐钛矿相或
二者的混合物形式的多孔氧化陶瓷层,有效提高
材料的耐蚀性
、耐摩擦腐蚀性及生物相容性
[21
-
23]
并且具有操作简单、生产效率高且环境友好等优
,
点,因此得到了很多学者的关注及研究。
置于
Alves
37
等
[24]
将PEO处理后的纯钛牙种植体
结果表明
℃
,经过
下的人工唾液中进行摩擦腐蚀试验
PEO处理后,纯钛的摩擦腐蚀行
,
为得到了明显改善;Wang等
[25]
对植酸中经MAO
处理后的Ti6Al4V合金表面的生物性能进行了
研究,结果表明,MAO处理后的Ti6Al4V合金的
生物相容性得到了较大的提高。
然而经MAO处理后的膜层存在大量的微孔
及一定数量的微裂纹,体液当中的腐蚀性离子很
容易通过微孔或裂纹的缝隙渗透到膜层的内部
甚至基体中,进而导致氧化膜龟裂和脱落。因
此,为了进一步增强钛合金MAO膜层的耐蚀性,
提高其作为种植体在人体中的使用寿命,对其进
行后续的封孔处理显得尤为重要。与其他封孔
技术相比,溶胶凝胶法可更好的控制膜层的化学
成分和微观结构,能制备出表面均匀、活性较高
的薄膜,并因具有成本低、操作简单、环境友好等
优点而成为极具发展前景的封孔方法
[26
-
27]
正波等
[28]
采用微弧氧化与溶胶凝胶相结合的两
。许
步法对Ti6Al4V合金进行复合处理后发现,微弧
氧化膜层表面原先存在的大量微孔完全被覆盖
且较为平整,复合膜层的耐蚀性有较大提高。
(Hydroxyapatite,
另一方面,羟基磷灰石(Ca
10
(PO
4
)
6
(OH)
2
,
无机物质(约占骨组织重量的
HA)作为一种人体骨骼中主要的
65%以上
[29]
良好的生物相容性及生物活性,因而以涂料
),
、
具有
粉体
或复合材料等形式被广泛应用于钛
电化学沉积的方法在Ti6Al4V合金上成功地制备
。He
、镁合金等生
物医用材料的表面改性当中
[30
-
32]
等
[33]
通过
出了HA膜层。随后,溶胶凝胶法制备的HA也实
现了在多孔钛合金表面的沉积,这个过程利用了
钛合金基体的多孔性来提高HA膜层在基体上的
粘附
[34]
洞结构,
。
因此也会利于
同时,微弧氧化膜层具有相似的表面孔
HA膜层的沉积。Gu等
[35]
采用溶胶凝胶法在AZ31镁合金MAO涂层上成功
制备了含有HA的复合膜层。该复合膜层在37
的模拟体液中,较单一的MAO膜层具有更好的耐
℃
蚀性和耐磨性;Niu等
[36]
通过溶胶凝胶法在MAO
处理后的AZ31合金表面制备得到了
HA膜层,所
得的膜层相比于在AZ31合金上直接沉积的膜层,
在结合强度上具有更佳的表现。
氧化石墨烯(Graphene
含羟基、羧基和环氧基团的二维碳材料
oxide,GO)是一种富
。近些
年,因其强大的机械强度及良好的生物相容性等
优异性能,在生物医用领域的性能和应用一直是
研究的热点之一。一些研究结果表明,在钛种植
体上GO的存在可以促进生物矿化和骨再生
[37]
。
第2期李明泽,
等:钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能
99
另有研究表明,氧化石墨烯纳米片可以通过不同
的机制(静电、配位键等形式)吸收其表面的离
子、分子或络合物,并在一定条件下释放它
们
[38
-
39]
蚀剂
[40]
。
。
因此
Xue等
,GO
[41]
也被用于各种金属基体的缓
在AA2024铝合金上制备了
含有GO的溶胶凝胶膜层。研究发现,GO的加
入显著提高了溶胶凝胶膜的耐蚀性;Zuo等
[42]
研
究了不同浓度的GO添加剂对Ti6Al4V合金微弧
氧化膜层摩擦腐蚀行为的影响,结果表明,GO的
加入能够有效地降低膜层的孔隙率及粗糙度,提
高表面硬度,并且显著改善钛合金表面MAO膜
层的耐蚀性及耐摩擦腐蚀性。
虽然通过溶胶凝胶法在钛合金或改性后的
钛合金表面制备HA涂层已被证实能够改善它
们的生物相容性和耐蚀性,但将HA和GO通过
溶胶凝胶法与钛合金MAO涂层相结合,对MAO
多孔陶瓷层进行封孔处理,并对复合膜层在模拟
人体体液中的磨损腐蚀行为的研究仍需进一步
探索。因此,文中通过微弧氧化和溶胶凝胶沉积
成膜法成功制备了GO/HA/MAO复合膜层,并对
其在模拟体液环境下的耐腐蚀性及耐摩擦腐蚀
性进行了研究。
1 试验与表征
1.
1 MAO膜层的制备
将Ti6Al4V样品(Φ
=
23
片)依次经过600、800和1
mm,
打磨,并用抛光布抛光至镜面
200
。然后将抛光后的
号的碳化硅砂纸
d
=
4mm的圆
样品用去离子水和乙醇在超声清洗机中分别超
声清洗10
脱脂,用吹风机吹干后待用
min和15min,以对其表面进行除尘和
。
槽(可通冷却循环水
MAO工艺设备由脉冲直流电源
)及自制的搅拌装置组成
、不锈钢电解
,如
图1所示。Ti6Al4V合金作为阳极,通过钛丝与
直流电源正极相连,不锈钢电解槽作为阴极与电
源负极相连。在14
选定脉冲频率500
A·dm
-
2
的恒定电流密度下,
380V。电解液的溶质组成为
Hz、占空
10
比
g
40%、
·L
-
1
的
终
Na
止电
的KOH。
2
SiO
压
和5
3
1.2
g·
Sol-gel
L
-
1
/MAO复合膜层的制备
Ca
(NO
如图2所示,为了制备HA溶胶
3
)
2
·4H
2
O和0.12mol亚
磷
,将
酸
0.
三
2
乙
mol-
酯
图1 MAO工艺设备示意图
Fig.1 SchematicdiagramoftheMAOprocessequipment
图2 GO/HA/MAO复合膜层制备的工艺示意图
Fig.2 Schematicdiagramofthepreparationof
MAOcompositecoating
GO/HA/
水乙醇中
(P(C
2
H
5
O)
,然后在
3
)作为前驱体
60
,加入到260mL的无
据如下反应形成了HA
°C
溶胶
的温度下搅拌
:
6h,并根
10Ca
2
+
+
6PO
4
3
-
+
2OH
-
→
Ca
10
(PO
4
)
6
(OH)
2
(1)
将得到的溶胶在30
入0.08
所用的溶胶状态
g·L
-
1
的GO,搅拌均匀得到最终浸渍提拉
°C下陈化24h后,再加
。因此,能在无水乙醇中形成稳
定的溶胶,不仅是由于GO的亲水性及其在HA
溶胶中相似相溶性,而且还有静电斥
GO/HA
。最后将
溶胶中以
MAO处理后的样品在制备好的
力的作
用
[43]
100°C的烘箱中干燥
)。
2
将浸渍提拉后的样品在温度为
cm·min
-
1
(过程重复6次
的速度浸渍和提拉
下煅烧1
2h后,在马弗炉中于500℃
乙醇冲洗后烘干
h。把煅烧后的样品用去离子水和无水
,从而得到样品GO/HA/MAO。
100
中 国 表 面 工 程2020年
未添加GO和未经过浸渍提拉处理的两组样品分
别作为对照组,并记为HA/MAO和MAO。
1.3 膜层的表征
膜层的微观形貌和元素分布采用场发射扫
描电子显微镜(FESEM)和能谱仪(EDS)进行检
测。通过Image
J
(HXD
6.
0软件和数字式显微硬度计
(载荷
-
3
1000TM
N,加载
/LCD
20
型)对膜层的孔隙率及硬度
3
X
次并取平均值
s)
进行测量,每组样品均测量
2500PC)
射线衍
在
射
1°
仪
。
掠射角下进行分析
(GIXRD,
膜层的物相组成由小角掠射角
JapanScience
D/max
-
用拉曼光谱仪(Renishaw
INVIARaman
。拉曼光谱采
eter)
电化学测试处于的液体环境为
在532nm波长下进行测试。
spectrom-
拟体液(Simulated
bodyfluid,
考Kokubo等
[44]
的研究结果进行配制
SBF)中
37
,
,
其组成及
该溶液参
℃下的模
用量见表1。通过电化学工作站(CS350)对样品
在SBF溶液中进行电化学阻抗谱(EIS)和动电位
极化曲线测试。该工作站包含工作电极(1
的有效区域)、铂片对电极和作为参比电极的饱
cm
2
601)
和甘汞电极
描频率范围为
相连,使整个装置处于
(SCE),并与超级恒温水浴箱
10
37℃恒温。EIS
(HH
-
-
2
的扫
试的扫描速率为5
mV
~10
5
/s。
Hz,动电位极化曲线测
表1 SBF溶液中试剂的添加顺序、纯度及用量
SBF
Table
solution
1 Addingorder,purityanddosageofreagentsinthe
Order
1
ReagentPurity
2
99.5
/%Amount
3
NaHCO
NaCl
3
99.
4
99.
90.
8.
355
035
g
g
5
K
MgCl
2
HPO
KCl
4
·3H
2
O
99.
50.225
0.
0.
231
g
g
6
7
1.0
2
·6H
2
O
98.
0
0
39
311
mL
g
8
Na
CaCl
MHCl
2
95.
9Tris
2
SO
4
99.
0
0
0.292g
101.0MHCl
99.5
0.
6.
072
0
-
118
g
5mL
g
EC4000)
采用
在
电
37
化
℃
学
下的
腐蚀
SBF
摩擦
溶液中进行了摩擦腐
磨损试验仪(MFT-
蚀试验,试验装置如图3所示。其中三电极工作
站包括:对电极(碳电极)、工作电极(样品)和参
比电极(含有饱和KCl溶液的Ag/AgCl电极)。
6
在往复滑动测试中,摩擦副为氧化铝球(直径
动幅度为
mm),施加载荷为3N,滑动频率为0.2Hz,滑
SBF溶液中
3
浸
mm。
泡60
测试前
min,
,
以
先将试样在
使开路
37℃的
circuit
potential,
电位(Open
分为3个阶段:空载条件下浸泡
OCP)
达到稳定状态
5
;测试期间
过程持续进行20
min。
min、往复滑动
图3 摩擦腐蚀试验装置示意图
Fig.3 Schematicdiagramofthetribocorrosiontestset-up
往复滑动结束后浸泡5
共聚焦显微镜(VK-X250)对摩擦腐蚀试验后磨
min。采用激光扫描
痕的三维形貌进行测量,然后通过VK-X多文件
分析软件在三维形貌上截取5个不同的位置并
绘出磨损轨迹的轮廓线,进而计算出磨痕的横截
面积,取其平均值。并根据公式(2)近似得到磨
损体积V:
V
=
S
×
L(2)
痕长度
式中
,取为
:V为磨损体积
3
mm。
,S为横截面积,L为磨
2 结果与分析
2.1 样品的微观形貌与元素分布
样品MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO的表
面形貌如图4所示。通过图4(a)(d)可知,MAO
组样品的表面主要由微弧氧化阶段的放电通道
和反复熔融所形成的孔洞和微球状物质组成;通
过图
MAO
4(b)(e)
样品的表面上继续沉积了一层薄膜
可以发现,对于样品HA/MAO,
同时局
在
部区域有微裂纹的产生。这可能是由于在煅烧
,
过程中微弧氧化膜层中残留的热应力释放产生
的。对于样品GO/HA/MAO,由图4(c)(f)可观
察到,在MAO膜层的表面上沉积了一层较为致
第2期李明泽,
等:钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能
101
图4 MAO、HA/MAO及GO/HA/MAO涂层的表面形貌
Fig.4 SurfacemorphologiesofMAO,HA/MAOandGO/HA/MAOcoatings
密的薄膜,部分微孔被沉积的薄膜所覆盖,同时,
薄膜的表面上可以观察到一些片层物质,对片层
物进行EDS检测,结果如图5所示。其中碳原子
的原子分数较高,所以推测该片层物是氧化石墨
烯片层。
图6为使用Image
J6.0软件分析获得的膜
物植入人体后,更利于成骨细胞的吸附、增殖、
分化,且可提高骨骼和植入体的机械结合及化
学键合
[45
-
46]
,进而提高骨整合率。但过多的孔
洞往往成为腐蚀性离子进入其内部进行侵蚀的
位点,因此会造成生物涂层植入的失效。而与
样品MAO相比,样品HA/MAO和GO/HA/
MAO膜层表面的孔洞被有效的封闭,且孔隙率
分别降低至(5.87%±0.21%)和(4.13%±
0.18%)。图7(b)为不同样品的维氏硬度。从
层表面的孔隙分布图,并由此计算出各组样品
的孔隙率,如图7(a)所示。从图中可以看出,
膜层表面上的微孔被红色区域较为充分地填
充,从填充的结果可以看出,MAO膜层上遍布
着大量微孔,而具有一定数量微孔的骨科植入
图中可以看到,Ti6Al4V合金经MAO处理及
Sol-gel/MAO复合处理后,膜层的表面硬度均有
不同程度的提高。这与SiO
2
及金红石TiO
2
[47]
其硬度较高的原因之一
[35]
。
较高的硬度有关。此外,复合膜层较致密也是
图8为样品MAO与GO/HA/MAO的截面形
貌。从图8(a)可以看出,MAO膜层与钛合金基
由图8(b)可见,GO/HA/MAO的膜层厚度与
MAO膜层厚度相接近,且Sol-gel膜与MAO膜层
体具有较好的结合强度,膜层厚度约为4
μm。
形成了较为紧密的结合。此外,因GO/HA膜有
图5 图4
(f)中GO/HA/MAO涂层表面所选点处的EDS
效的封闭了MAO膜层的微孔,因此GO/HA/
MAO复合膜层更为致密均匀。
能谱分析
HA/MAOcoatinginfigure4(f)
Fig.5 EDSanalysisofselectedpointonsurfaceoftheGO/
样品GO/HA/MAO的能谱面扫描结果如
图9所示。结果表明,样品GO/HA/MAO的表
102
中 国 表 面 工 程2020年
图6 MAO、HA/MAO及GO/HA/MAO涂层的表面形貌和孔隙分布
Fig.6 SurfacemorphologoiesandporedistributionofMAO,HA/MAOandGO/HA/MAOcoatings
图7 MAO、HA/MAO及GO/HA/MAO涂层的孔隙率和维氏硬度
Fig.7 PorosityandVickershardnessofMAO,HA/MAOandGO/HA/MAOcoatings
图8 MAO膜层和GO/HA/MAO膜层的截面形貌
Fig.8 Cross-sectionmorphologiesofMAOcoatingandGO/HA/MAOcoating
面主要由O、Ti、Si、C、Ca和P元素组成,其中
O、Ti和Si元素含量较多,Ca和P对应于羟基
元素对应于GO中的C元素。但Ca、P和C元
素的含量较少,这可能是由于GO/HA膜层较
薄所致。磷灰石(Ca
10
(PO
4
)
6
(OH)
2
)中的Ca和P,C
第2期李明泽,
等:钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能
103
图9 GO/HA/MAO涂层的元素分布
Fig.9 ElementdistributionoftheGO/HA/MAOcoating
2.2 样品表面的物相
MAO的GIXRD图谱,通过比对PDF卡片得到,
号:75
-
1748,
73
-
1765)、锐钛矿(Anatase)TiO
2
弗炉中,500
℃煅烧的过程有利于非晶态TiO
2
向
图10是样品MAO、HA/MAO和GO/HA/
锐钛矿TiO
2
的转变
[48]
。
样品MAO的表面主要由金红石(Rutile)TiO
2
(卡
(71
-
1166)
和SiO
2
(86
-
1563)相组成;样品HA/
TiO
2
、锐钛矿TiO
2
、SiO
2
和羟基磷灰石(HA)(09
-
MAO和GO/HA/MAO的表面组成均为金红石
0432)。这与EDS能谱扫描得到的结果相印证。
钛合金在微弧氧化过程中伴随着极其复杂的化
学、电化学及等离子体反应等,在样品周围形成
了局部高温区域。在此期间,阳极的钛合金会失
去电子,生成的Ti
4
+
会与OH
-
反应,再经热分解得
反应,且因该反应为吸热反应,故在局部高温的
到TiO
2
;同时,电解液中大量的SiO
3
会发生水解
2
-
图10 MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO膜层的GIXRD
图谱
Fig.10 GIXRDspectraofMAO、HA/MAOandGO/HA/
MAOcoatings
作用下,水解平衡会正向移动,生成更多的
并通过样品被高压反复击穿形成的放电通道参
与到膜层的形成中。其中发生的反应如下:
Ti
+
4OH
→
TiO
2
+
2H
2
O
4
+-
2
--
H
2
SiO
3
,而H
2
SiO
3
在高温下又容易分解为SiO
2
,
2.3 拉曼光谱分析
拉曼图谱。其中149、510和635
cm
-
1
波长处的
图11是MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO的
Ti
-
4e
-
→
Ti
4
+
(3)
(5)
峰代表锐钛矿TiO
2
[49]
;447cm
-
1
波长处的峰代表
SiO
3
+
2H
2
O
→
2OH
+
H
2
SiO
3
H
2
SiO
3
→
SiO
2
+
H
2
O
(4)
(6)
800
cm
-
1
和1080
cm
-
1
处
的峰代表SiO
2
;
1357.3cm
金红石TiO
2
;963.1cm
-
1
处
的峰对应于HA;
-
1
GO的D峰和G峰。由此证明GO存在于GO/
和1585.8
cm
-
1
处的峰分别对应于
此外,从GIXRD谱图中可以看出,样品HA/
MAO和GO/HA/MAO与样品MAO相比,锐钛矿
TiO
2
的相对含量都有少量的增加,这是因为在马
MAO在149cm
-
1
处的峰面积相对增大也说明了
锐钛矿TiO
2
的增加,即煅烧过程促进了非晶态
TiO
2
向锐钛矿TiO
2
的转变。该结果与GIXRD的
HA/MAO的复合膜层中。同时样品GO/HA/
104
中 国 表 面 工 程
分析结果一致。
2.4 电化学腐蚀性能
2.4.1 电化学阻抗谱分析
2020年
MAO的EIS测试结果如图12所示。从Bode阻
抗图可以看出,
MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO
样品Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/HA/
在低频区的阻抗模值相比于基体Ti6Al4V均有
一定程度的提高,其中样品GO/HA/MAO提高的
图11 MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO膜层的拉曼图谱
MAOcoatings
Fig.11 RamanspectraofMAO,HA/MAOandGO/HA/
MAO复合膜层在SBF溶液中都会给予Ti6Al4V
抗模拟体液腐蚀性能最好
[50]
。
最明显,说明MAO膜层、HA/MAO及GO/HA/
基体有效的防护,并且GO/HA/MAO复合膜层的
图12 Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO的EIS结果
Fig.12 EISresultsofTi6Al4V,MAO,HA/MAOandGO/HA/MAO
性为,对
Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/HA/
为了进一步研究样品在SBF溶液中的腐蚀
的抗腐蚀作用很小。与基体相比,MAO等效电路
中,较大的R
m
和R
ct
说明了MAO膜层能够有效
的阻碍SBF溶液中腐蚀离子与Ti6Al4V基体的
接触。与MAO相比,
HA/MAO和GO/HA/MAO
MAO分别进行了模拟等效电路,以对EIS数据进
路中,R
s
代表溶液电阻;R
p
和C
p
分别代表
行拟合(图13)。在样品Ti6Al4V的拟合等效电
Ti6Al4V表面钝化膜的电阻和钝化膜表面的空隙
对应的容抗;R
ct
和C
dl
分别表示电荷转移电阻和
双电层容抗
[51]
。在MAO的等效电路中,R
m
和
C
m
分别表示MAO膜层的电阻和膜层孔洞对应
的容抗。在HA/MAO和GO/HA/MAO的等效电
路中,R
h
和C
h
分别代表HA膜层或HA/GO膜层
的电阻和膜层孔洞对应的容抗。
等效电路的拟合参数如表2所示。在样品
等效电路中,较大的R
h
和R
ct
说明了HA和HA/
GO膜层都较厚且致密,而R
m
值相比于样品
MAO,均增加了一个数量级,说明HA和HA/GO
HA或GO/HA复合物进入MAO的孔洞中。GO/
膜层在沉积于MAO膜层表面的过程中,有部分
HA/MAO与HA/MAO等效电路中的参数相比
较,发现R
m
值增加较为明显,R
h
值相对降低较
MAO膜层的孔洞中。这可能是因为在GO加入
少,说明GO/HA相比于HA溶胶,更利于进入
Ti6Al4V的等效电路参数中,R
p
和R
ct
值都比较
膜较薄,并且该钝化膜对Ti6Al4V在SBF溶液中
后,由于产生了静电斥力,GO/HA溶胶的状态更
加稳定
[43]
。另外也说明GO/HA/MAO在SBF溶
小,说明样品Ti6Al4V在SBF溶液中形成的钝化
液中表现出了更好的耐蚀性。
第2期李明泽,
等:钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能
105
Fig.13 EISresultsofTi6Al4V,MAO,HA/MAOandGO/HA/MAO
图13 Ti6Al4V、
MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO的EIS结果
表2 在SBF溶液中所有样品的EIS图的拟合结果
Sample
MAO
R
s
/(Ω·cm
2
)R
p
/(Ω·cm
2
)
C
p
/μF
R
m
/(Ω·cm
2
)
C
m
/μF
R
h
/(Ω·cm
2
)
C
h
/μF
R
ct
/(Ω·cm
2
)
C
dl
/μF
11.72
6.29
17.74
9.3237.740.08
11363
195348.30
0.619
3.17
2.89
×
10
6
10
20
Table2 FittingresultsofEISforsamplesinSBFsolution
Ti6Al4V
GO/HA/MAO
HA/MAO
21.4
66504
4180
3363
2.91
2.70
10
20
10
20
10.20
4.58
6.12
2.4.2 动电位极化曲线分析
GO/HA/MAO在SBF溶液中测得的动电位极化
Tafel直线外推法获得,并利用Stern-Geary方程
(I
corr
)和阳极/阴极斜率(分别为β
a
和β
b
)通过
图14为样品Ti6Al4V、MAO、HA/MAO及
R
p
=
2.303
×
I
corr
×
(β
a
+
β
b
)
β
a
×
β
b
(7)
曲线,样品的自腐蚀电位(E
corr
)、自腐蚀电流密度
从表3可以看出,MAO膜层相比于Ti6Al4V
(式(7))
[52]
计算得到了各组样品的极化电阻
(R
p
),相应的Tafel数据列于表3。
自腐蚀电流密度(4.99
×
10
-
8
A·cm
-
2
),且自腐蚀
基体具有更高的自腐蚀电位(0.29
V)和更低的
电流密度相比于Ti6Al4V基体降低了一个数量
级,这表明样品MAO经微弧氧化处理后具有更
106
中 国 表 面 工 程2020年
MAO膜层分别提高了0.19V和0.32V,自腐蚀
HA/MAO及GO/HA/MAO的自腐蚀电位相比于
电流密度相比于MAO膜层分别降低了2.30
×
MAO复合处理提高了膜层的耐蚀性,且GO/HA/
MAO膜层的耐蚀性最好。
通过比较Ti6Al4V基体、MAO及GO/HA/
6
低的腐蚀倾向及自腐蚀速率
[53]
。此外,复合膜层
10
-
8
A·cm
-
2
和3.37
×
10
-
8
A·cm
-
2
,这表明Sol-gel/
MAO这3种样品的极化电阻值R
p
,可以发现,
图14 Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO的动电
位极化曲线
MAO,HA/MAOandGO/HA/MAO
GO/HA/MAO膜层的R
p
值(1.09
×
10
Ω·cm
2
)相
Fig.14 PotentiodynamicpolarizationcurvesofTi6Al4V,
比于MAO膜层(5.32
×
10
5
Ω·cm
2
)和Ti6Al4V基
体(8.24
×
10
4
Ω·cm
2
)分别提高了一个数量级和
两个数量级,且极化电阻的变化趋势与EIS分析
表3 Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/HA/MAO在SBF溶液中的电化学参数
Sample
MAO
Table3 ElectrochemicalparametersofTi6Al4V,MAO,HA/MAOandGO/HA/MAOinSBFsolution
Ti6Al4V
GO/HA/MAO
HA/MAO
I
corr
/(A·cm
-
2
)
2.69
×
10
-
8
1.62
×
10
-
8
4.47
×
10
-
7
4.99
×
10
-
8
E
corr
/V
-
0.65
0.48
0.29200.16
114.94
337.39
β
a
/mV
113.40
88.23
63.35
63.61
β
b
/mV
R
p
/(Ω·cm
2
)
7.37
×
10
5
1.09
×
10
6
8.24
×
10
4
5.32
×
10
5
0.61
164.43
且溶胶凝胶膜层封闭了MAO膜层的大部分孔
隙,因此HA/MAO复合膜层的耐蚀性高于MAO
是一种惰性生物陶瓷,具有良好的耐腐蚀性
[54]
,
中的耐腐蚀性变化一致。这一方面是由于HA
膜层。另一方面,由于GO具有独特的阻隔性能,
且其表面大量的含氧基团与金属表面的氧化物
合膜层表现出良好的耐蚀性。
2.5 摩擦腐蚀性能
摩擦腐蚀试验期间,不同试样的开路电位
图中可以看出,Ti6Al4V、MAO、HA/MAO和GO/
具有很强的附着力
[55
-
56]
,因此,GO/HA/MAO复
(OCP)随时间的变化情况如图15(a)所示。从
路电位稳定在不同的值:OCP
Ti6Al4V
MAO < HA/MAO4种样品于前5min的浸泡阶段中,开 OCP HA/MAO GO/HA/MAO ,且在往复滑动摩擦前后 其大小顺序保持一致。而开路电位的变化值代 表试样在测试过程中的腐蚀倾向 [22] ,因此,在经 MAO膜层及Ti6Al4V基体明显降低,且GO/HA/ 析结果一致。 Sol-gel/MAO的复合处理后,膜层的腐蚀倾向较 MAO的腐蚀倾向最低,这与动电位极化曲线的分 图15 摩擦腐蚀试验中不同试样的开路电位及摩擦 因数 thedifferentspecimensduringtribocorrosionexperiments Fig.15 Opencircuitpotentialandfrictioncoefficientfor 第2期李明泽, 等:钛合金表面GO/HA/MAO复合膜层的制备及其性能 107 位约从 - 0.045 V迅速下降,这是钛合金表面自然 在往复滑动开始时,Ti6Al4V合金的开路电 形成的钝化膜瞬间被破坏造成的;之后开路电位 擦因数随时间的变化情况如图15(b) 所示。 在开始滑动后,Ti6Al4V基体的摩擦因数迅 速增大,之后平均在0. 4附近波动,其总体的摩 擦因数相对较低;MAO摩擦因数相对较大,平均 值在0.7,其整体呈上升趋势; HA/MAO和GO/ 中通过机械作用去除钝化膜(去钝化)及电化学 在 - 0.1~ - 0.25 V发生持续波动,这与滑动过程 关 [57] ;滑动结束时,开路电位再次回升到初始 氧化形成钝化膜(再钝化)之间的动态平衡有 HA/MAO的摩擦因数波动的幅度较小,平均值分 别在0.5和0.4左右。而不同样品在滑动过程中 摩擦因数变化差异与膜层的表面形貌、膜层厚度、 化学成分及晶体结构等因素密切相关。MAO膜层 表面由于存在大量微孔及微球,在往复滑动中粗 糙多孔的疏松层被持续磨损,故其摩擦因数逐渐 升高,且一直保持相对较高的值; HA/MAO膜层 值,这是膜层发生了再钝化现象。同时,钛合金基 体的开路电位始终保持负值,说明有较高的腐蚀 倾向。MAO膜层的开路电位在往复滑动开始后缓 慢下降,在滑动终止后又有略微回升,且由于氧化 陶瓷层的保护作用,故整个过程中开路电位值均 高于钛合金基体的开路电位值,这也说明在摩擦 腐蚀过程中,微弧氧化陶瓷层没有被完全去除, Alves等 [24] 和Oliveira等 [58] 也报道了类似情况。 在约14 min时出现了一个较小波动,这可归因于 表面较为致密,孔隙率较MAO膜层显著降低,因 擦因数在20 min之前稳定在0.4左右,20min后 此其摩擦因数相对较小。GO/HA/MAO膜层的摩 缓慢增加,在整个滑动过程中该组样品的摩擦因 数均较低,且波动范围较小,这与其较为平整致密 的表面及氧化石墨烯的润滑作用有关 [59] 。 图16为磨痕表面的二维、三维形貌及磨痕 HA/MAO膜层的开路电位亦呈现缓慢下降趋势, 产生的磨屑。GO/HA/MAO的开路电位在摩擦过 程中略有缓慢下降的趋势,但保持相对稳定。摩 图16 不同样品经摩擦腐蚀后磨痕的二维、三维图像及磨痕轮廓曲线 Fig.16 Surfacemorphologiesand3Dimagesofwearscarsandprofilesoftheweartracksofdifferentspecimensaftertribocorrosion 108 中 国 表 面 工 程2020年 剖面的轮廓曲线,从图中可以看出,MAO膜层及 Sol-gel/MAO复合膜层的磨痕表面均存在未被磨 掉的陶瓷层,故在该摩擦条件下膜层并未完全被 磨穿。此外,Sol-gel/MAO复合膜层的磨痕宽度 “鳞片”状,这是由于疲劳裂纹在磨损轨迹中的扩 展所致,因此,主要的磨损机制为疲劳磨损 [60] 。 此外,GO/HA/MAO膜层的磨痕形貌较HA/MAO 膜层更为平滑。 根据三维形貌得到磨痕剖面的横截面积,并 4可知,Ti6Al4V合金的磨损量最大,这意味着其 具有较差的摩擦学性能;而经表面改性后样品的 耐磨性得到了不同程度的改善,其中GO/HA/ MAO的磨损量最小,说明该组样品具有最好的耐 磨性。有研究表明,金红石TiO 2 与基体有良好的 响 [58] 。此外,较为致密的表面形貌、较高的表面 GO/HA/MAO复合膜层耐磨性增强的因素。 及深度均小于MAO膜层及Ti6Al4V基体。 的典型犁沟形貌,且宽度及深度都明显高于其他 磨痕表面没有明显的分层,且可观察到膜层的表 面发生了部分剥落;在磨损轨迹上可以观察到部 分平行于摩擦方向的划痕,且在表面的凹陷部分 存在一些摩擦产生的颗粒物,故其主要的磨损机 制为磨粒磨损。膜层剥离的产生可归因于对磨 球对MAO膜层的摩擦和冲击振动。HA/MAO及 GO/HA/MAO膜层的磨痕表面较为平整,部分呈 Ti6Al4V合金的磨痕表面存在经磨损腐蚀后形成 样品,表明其磨损主要为犁削磨损。MAO膜层的 计算出不同样品的磨损体积,如表4所示。由表 结合力,对膜层摩擦学性能的提高有重要影 硬度和较低的孔隙率以及GO的润滑作用也是 表4 摩擦腐蚀试验后各样品的磨损体积 Specimens V/μm 3 S/μm 2 Table4 Wearvolumesofeachsampleaftertribocorrosiontests 3250.79 Ti6Al4V 2560.40 MAOHA/MAO 1795.32 GO/HA/MAO 458047.461083600.00853465.60598439.46 (12):8168 - 8188. 1374.14 3 结 论 地沉积了一层较为致密的GO/HA薄膜,并且部 分孔洞被该薄膜封闭,复合膜层的孔隙率显著 降低。 (2) 通过在SBF溶液中测试得到的电化学 [3] icalbiocompatibilitiesoftitaniumalloys [4] GONZALEZED,AFONSOCRM,NASCENTEPAP. (1) 采用溶胶凝胶技术在MAO膜层上成功 forbiomedicalapplications[J].MechanicalBehaviorBio- medicalMaterials,2008,1(1):30 - 42. InfluenceofNbcontentonthestructure,morphology,nano- structure,andpropertiesoftitanium-niobiummagnetronsput- 阻抗谱和动电位极化曲线数据分析,可以确认不 同样品的耐蚀性排序为:GO/HA/MAO>HA/ 具有优异的耐蚀性能。 [5] LARARODRIGUEZL,SUNDARAMPA,ROSIM-FACHI- terdepositedcoatingsforbiomedicalapplications[J].Surface &CoatingsTechnology,2017,326(15):424 - 428. 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