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螺旋管厂家用扫描电镜（ Quanta FEG250）观察材料表面的腐蚀形貌，并用能谱仪（EDS, EDAX Genesis xm2）对腐蚀表面的化学成分进行分析2结果与讨论21微观组织结构和相对密度图2所示为4种金属陶瓷断裂面的扫描电镜照片。可以看岀，4种材料中均未出现明显的粗大孔洞，其中金属陶瓷C4（图2（a）所示）的晶粒呈现明显的多面体形貌，晶粒度（45m）约为金属陶瓷C7（图2（b）所示）的2倍。C4和C7的原料粒度接近，因此可以推断，TCo4N6金属陶瓷比TC0N3金属陶瓷在高温下晶粒长大更显著。这一结果与U等4的结果具有较好的一致性。LU等14采用T和T为原料，在1800℃、保温10min条件下进行SPS，制备T与TN的质量比分别为1:0,7:3,1:1,3:7以及01的5种无粘结相金属陶瓷，其中Ti与IN质量比为7:3的金属陶瓷晶粒度最小。上述研究结果与周伟15关于传统TiCN基金属陶瓷中增加N含昰可细化金属陶瓷晶粒的研究结果相反，这可能是因为固相烧结与液相烧结晶粒生长机理不同所致。在含粘结相的iCN基金属陶瓷中，N的增加会使整个烧结体系液相出现的温度升高1；因此，在相同的烧结温度下，合金体系N含量增加液相数量会相对减少，溶解析出的晶粒生长动力学过程减缓，有利于晶粒细化。无金属粘结相TiCN基金属陶瓷固相烧结过程中昌粒生长随材料体系中N含量增加而加快，这一现象可能与N能促进界面迁移和晶粒并合生长有关。

螺旋管厂家对比断口形貌可看出，C4和C7这2种纯TiCN金属陶瓷断裂面的昌粒外形相对完整，呈较典型的沿晶断裂形貌。添加金属碳化物的C丌和C7M断裂面呈现较明显的台阶撕裂痕迹，断裂形式是穿晶和沿晶的混合态。添加金属碳化物可以改变金属陶瓷材料的断裂方式，具有增韧效果。 SHANKAR和 VERMA等8的研究结果表明，添加WC、TaC等金属碳化物能改善TiCN基金属陶瓷材料的断裂韧性。表3所列为金属陶瓷材料的密度。由表3可知，4种材料的相对密度均≥98.5%。这一结果和图2所示材料断口形貌中孔洞较少的现象均表明，SPS可有效实现无金属粘结相金属陶瓷的高致密化。22动电位极化曲线图3所示为4种金属陶瓷材料在浓度为0.1moL的NaOH溶液中的动电位极化曲线，表4所列为通过电化学工作站自带软件拟合所得的动电位极化曲线对应的主要参数。其中Eor为自腐蚀电位，为自腐蚀电流密度，J为维钝电流密度。自腐蚀电位Ecr表示失去电子的相对难易程度，电位值越负，材料被腐蚀的热力学倾向越大。由表4可知，C4，C7，C7和C7M的自腐蚀电位分别是-0.343，-0.345，-0.355和-0.386V。从热力学腐蚀倾向性评价，C7M相比其它3种金属陶瓷更容易被腐蚀。尽管如此，材料的耐腐蚀性能是由其腐蚀动力学因子J。决定的，lor与材料的耐腐蚀性呈负相关关系。由表4可知，C7的J」。r值相对C4，C丌和C7M的J。值降低幅度分别为59%，36%和45%，4种金属陶瓷材料的耐腐性能排序为：C7>C丌T>C7M>C4.在材料的电化学腐蚀行为研究中，既存在热力学数据与动力学数据规律一致的现象，也存在热力学数据与动力学数据规律不一致的现象019.维钝电流密度儿是材料在伪钝化区的腐蚀电流密度，与生成的钝化膜在腐蚀介质中的腐蚀速度呈正相关关系。根据表4所列的变化规律可知，伪钝化过程中形成的腐蚀产物对材料的保护效果排序为：C7>C7T>C7M>C4，与动力学数据反映的材料耐腐蚀性能排序一致，C7的相对C4，C7和C7M的降低幅度分别为50%，20%和39%。

螺旋管厂家将经过动电位极化曲线测试后的金属陶瓷样品先后放入蒸馏水和无水酒精中进行清洗，以去除腐蚀介质和表面粘附的腐蚀产物，随后吹千，采用扫描电镜观察腐蚀表面的原子序数衬度图像，如图6所示。4种材料腐蚀表面全视场区域对应的EDS分析结果如图7所示。由图7可知，4种金属陶瓷表面均检测到O的存在，表明材料表面的腐蚀产物是含氧化合物。由于动电位极化曲线测试条件下材料表面的腐蚀已经处于过钝化区阶段，伪钝化阶段形成的表面保护膜已经被击破。在合金中存在残佘孔隙的条件下高表面活性的残佘孔隙在材料腐蚀过程中直接转变为腐蚀坑，而且进一步诱发腐蚀坑的形成与扩张。随着时间的推移，腐蚀坑不断向纵向和横向发展。