三维石墨烯/Cu复合材料在模拟海水环境中的腐蚀和空蚀行为

图1 热压态和热轧态三维石墨烯网络/Cu复合材料(3D-GLNN/Cu)中石墨烯网络形貌的SEM和TEM像

Fig.1 Microstructure characterization of graphene network in 3D-GLNN/Cu composites, including SEM images of 3D-GLNN/Cu-HP (a, b) and 3D-GLNN/Cu-HR (c, d) after Cu etching in the surface, and TEM images of 3D-GLNN/Cu-HR after eliminating the Cu matrix (e, f) (GLNN—graphene-like nanosheet network, HP—hot pressing, HR—hot rolling)

图2为热压态纯Cu、热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料显微组织的OM像。可见,热压态纯Cu材料平均晶粒尺寸为20.5 μm,比原料球状Cu粉尺寸(平均粒径1 μm)显著增大,表明热压过程中发生了明显的晶粒长大(图2a)。对比而言,热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料的平均晶粒尺寸分别为2.2和2.5 μm (图2b和c),与原料Cu粉的粒径尺寸相当。此前的研究^[23]表明,晶粒细化有助于提高复合材料的强度和耐空蚀性能。值得注意的是,热轧态3D-GLNN/Cu复合材料的晶粒保持为近等轴状,表明三维石墨烯的引入有效限制了Cu基体的异常晶粒长大效应(图2d)。

图2

图2 热压态纯Cu、热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料显微组织的OM像

Fig.2 OM images of hot-pressed pure Cu (a), 3D-GLNN/Cu-HP (b), and 3D-GLNN/Cu-HR (c, d) (70% reduction in thickness, RD—rolling direction, TD—transverse direction, ND—normal direction)

图3为热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料组织的TEM像。可见,热压态复合材料中基体的晶粒尺寸在1.0~2.5 μm范围内；通过石墨烯与Cu的衬度差,可分辨出在热压态复合材料中石墨烯分布主要在Cu晶界位置(发亮区域,如图3a和b中箭头所指)。此外,通过高分辨TEM像(HRTEM)可见Cu基体与三维石墨烯之间形成了紧密、洁净的界面结合；石墨烯的晶面间距测量为0.34 nm,对应于(002)晶面(图3c)。对比来看,热轧态复合材料中Cu基体的晶粒尺寸较热压态复合材料接近,但晶粒内存在高密度的缠结位错(图3d),结合石墨烯在晶界位置呈连续分布的特征(图3d和e箭头所指位置),可以推论出石墨烯可有效阻碍Cu基体在塑性变形过程中晶粒转动和跨晶界的位错运动,并提高了晶粒内部储存位错的能力。从界面位置的HRTEM表征结果可验证热轧变形后石墨烯与铜仍然保持稳定、紧密的界面结合(图3f)。

图3

图3 热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料显微组织的TEM像

Fig.3 TEM images of the grain structure and interface of 3D-GLNN/Cu-HP (a-c) and 3D-GLNN/Cu-HR (d-f) (Arrows point to 3D-GLNN; GN—graphene)

图4为热压态纯Cu和热压态、热轧态3D-GLNN/Cu复合材料的Vichers硬度测试结果。其中热压态纯Cu的平均硬度为(65 ± 3) HV,热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料的硬度为(70 ± 2) HV和(95 ± 2) HV,分别较纯Cu提高了8%和46%,表明在Cu基体内引入三维石墨烯可有效提高材料的强度。

图4

图4 Cu及3D-GLNN/Cu复合材料的Vickers硬度

Fig.4 Vickers hardnesses of hot-pressed pure Cu, 3D-GLNN/Cu-HP, and 3D-GLNN/Cu-HR

2.2 极化曲线测试

图5为Cu及3D-GLNN/Cu基复合材料在NaCl溶液中的极化曲线,可分为a~d 4个部分。-0.3~-0.6 V的阴极反应区间(区间c)主要受溶解氧的扩散控制,-0.2~0 V的阳极区(区间b)主要由电化学动力学控制,但阳极反应动力学过程不存在严格的线性区,因此不能用Tafel方程式来描述,也无法通过Tafel外推法得到腐蚀电流密度。区间d主要受阳极反应产物的扩散控制。对比3种材料可知,Cu与石墨烯复合后,对阳极反应动力学影响较为明显,显著降低了阳极溶解电流密度。与纯Cu相比,由于表面存在的石墨烯相可能会导致CuCl的覆盖度减小,因此3D-GLNN/Cu材料在图5中的a区间的阳极电流密度增大而b区间的阳极溶解电流减小。另外,Cu的析氢反应过电位较大,从图中可以看出-1 V开始发生析氢反应。加入石墨烯以后,大大降低了析氢反应的过电位,-0.6 V即开始发生析氢反应。

图5

图5 Cu及三维石墨烯/Cu复合材料在模拟海水中的极化曲线

Fig.5 Polarization curve of 3D-GLNN/Cu composites in simulated seawater (E—potential, i—current density)

表1给出了Cu、3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR在NaCl溶液中不同浸泡时间的腐蚀电位。对比可知,随着浸泡时间延长,3种材料的腐蚀电位先正移后负移,3D-GLNN/Cu-HP的腐蚀电位最正,3D-GLNN/Cu-HR次之,Cu的电位最负,这主要是因为Cu中加入石墨烯以后改变了阳极反应动力学。

表1 Cu及3D-GLNN/Cu复合材料不同浸泡时间下样品的开路电位 (mVvs SCE)

Table 1 Open circuit potential of Cu, 3D-GLNN/Cu-HP, and 3D-GLNN/Cu-HR in NaCl solutions for various immersion time up to 9 d

Sample	1 h	1 d	4 d	9 d
Cu	-244.04	-198.41	-200.49	-208.16
3D-GLNN/Cu-HP	-208.46	-188.83	-196.50	-201.41
3D-GLNN/Cu-HR	-232.69	-190.67	-196.50	-196.19

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2.3 EIS

图6为Cu及3D-GLNN/Cu复合材料在模拟海水中的EIS,其中图6a、c、e为Nyquist图,图6b、d、f为Bode图。浸泡1 h后3种材料的Nyquist图高频区均呈现单容抗弧特征,低频区则出现扩散阻抗的特征,但由Bode图可以看出Cu、3D-GLNN/Cu-HP、3D-GLNN/Cu-HR低频区的相位角分别为21°、23°、18°,不等于45°,因此并不能简单认为单一反应物的Warburg扩散阻抗(原因见分析讨论部分)。浸泡时间为1 d时,3种材料的容抗弧半径均增大,这主要是因为腐蚀生成的CuCl盐膜覆盖在电极表面,一定程度上阻止了Cu的阳极溶解过程,因此电荷转移电阻增大。同时,低频区的扩散阻抗特征无法观察到,这主要是因为电荷转移电阻较大掩盖了扩散阻抗特征,而并非没有扩散阻抗特征。浸泡时间为1 d时,相位角在中低频区为恒定值,即出现常相位角(CPE)特征,可能是因为Cu、3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR电极表面成分和结构不均一性所导致^[24,25]。此外,Bode图中阻抗模值的斜率大于-1,也说明存在CPE特征。Jorcin等^[26]通过局部电化学阻抗谱证实电极表面不同区域的电荷转移电阻和界面电容值不同是导致出现CPE行为的重要原因。浸泡时间延长至4 d时,高频区容抗弧半径变小,可能原因是表面的生成的CuCl盐膜变厚导致部分脱落所致。此时,中频区的CPE特征变得不明显。当浸泡9 d后,容抗弧半径继续减小,但比浸泡初期还是要大一些,同时相位角出现2个时间常数的特征,表明CuCl盐膜对电极过程的影响不可忽略。

图6

图6 Cu及3D-GLNN/Cu复合材料在模拟海水中的EIS

Fig.6 Nyquist (a, c, e) and Bode (b, d, f) plots of Cu and 3D-GLNN/Cu composite in simulated seawater for various immersion time up to 9 d

(a, b) Cu (c, d) 3D-GLNN/Cu-HP (e, f) 3D-GLNN/Cu-HR

图6中的Bode图高频区由于受溶液电阻的影响,无法作进一步分析。因此,对阻抗数据进行了欧姆电阻校正,图7是校正后的3个样品浸泡1 h后的Bode图。可以看出,高频区的相位角均大于-90°,高频区的阻抗模值斜率约为-0.9,说明此腐蚀体系的界面电容并非纯电容,而是存在弥散行为,即可用常相位角元件进行拟合,这主要是由于界面二维材料成分不均匀所致。由图2的OM像可以看出,表面存在晶界,Cu与石墨烯的分布也不均匀。

图7

图7 Cu及3D-GLNN/Cu复合材料在NaCl中浸泡1 h后的Bode图(欧姆电阻校正后)

Fig.7 Ohm resistance-corrected Bode plot for Cu and 3D-GLNN/Cu composites after immersing in NaCl solution for 1 h

2.4 空蚀失重结果

图8为Cu、3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR在3.5%NaCl溶液中空蚀4 h后的的平均失重速率。可以看出,纯Cu的耐空蚀性能远好于3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR,3种材料的平均失重速率分别为17.4、84.2和55.6 mg/(cm²·h)。热轧后,复合材料的耐空蚀性能有一定提升。材料的耐空蚀性能和硬度的关联关系不大,这主要是因为耐空蚀性能除了受硬度影响外,还受材料的韧性以及其他因素的影响。

图8

图8 Cu、3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR复合材料的平均失重速率

Fig.8 Average mass loss of hot-pressed pure Cu, 3D-GLNN/Cu-HP, and 3D-GLNN/Cu-HR

3 分析讨论

3.1 电极过程动力学分析

关于Cu在中性NaCl溶液中的阳极溶解机制已经基本明确^[27,28],阳极溶解过程中Cu首先被氧化生成Cu⁺ (反应式(1)),Cu⁺与溶液中的Cl^-结合生成微溶于水的多孔CuCl盐膜(反应式(2)),盐膜覆盖在电极表面会在一定程度上抑制阳极溶解速率。CuCl可与Cl^-进一步螯合生成可溶性的CuCl $_{2}^{-}$ (反应式(3))。如果溶液没有进行除氧,CuCl $_{2}^{-}$ 可发生水解反应,如果局部CuCl $_{2}^{-}$ 的浓度较高超过平衡浓度则会生成Cu₂O (反应式(4))。从图5可以看出,当极化电位继续正移(0~0.05 V),阳极溶解速率增加,因此电极表面生成的CuCl的覆盖度增加,一定程度上阻止了Cu的溶解,因此极化电流有所降低。当极化电位进一步正移(> 0.05 V),电极表面由于阳极极化产生大量正电荷,而静电吸引会进一步吸引溶液中的Cl^-,Cl^-与CuCl结合后生成CuCl $_{2}^{-}$ (反应式(3)),但此时,电极反应速度受CuCl $_{2}^{-}$ 在Helmholtz层中的扩散过程控制,因此极化电流增加的幅度减缓,趋近于定值。极化曲线中的阴极反应主要受溶解氧的扩散过程控制(反应式(5))。

C u \to C u^{+} + e^{-}

(1)

C u^{+} + C l^{-} \to C u C l

(2)

C u C l + C l^{-} \to C u C l_{2}^{-}

(3)

2 C u C l_{2}^{-} + 2 O H^{-} \to C u_{2} O + H_{2} O + 4 C l^{-}

(4)

O_{2} + 2 H_{2} O + 4 e^{-} \to 4 O H^{-}

(5)

3.2 电极界面结构的电化学等效电路模型分析

图9a给出了腐蚀电位下3D-GLNN/Cu复合材料在NaCl溶液中的电化学等效电路示意图,其中 $R_{e}$ 为溶液电阻, $C_{d}$ 为界面电容(可能是纯电容,也可能是常相位角元件), $Z_{F}^{a}$ 为电极界面阳极过程的Faraday阻抗, $Z_{F}^{c}$ 为电极界面阴极过程的Faraday阻抗,表示流经电极界面的总电流,由3部分构成：储存在界面电容中的部分 $i_{d c}$ 、阳极过程的Faraday电流 $i_{F}^{a}$ 和阴极过程的Faraday电流 $i_{F}^{c}$ ^[29]。对于本工作的腐蚀体系,界面电容用常相位角元件 $C P E_{d c}$ 代替(图9b),表示由于电极界面粗糙导致的三维尺度的时间常数弥散现象,其复阻抗值与电位正弦波的角频率(ω)有关 $Z_{C P E} = 1 / [Q {(j ω)}^{α}]$ ,Q和 $α$ 为CPE参数,其中指数 $α$ 为常数(0 < $α$ < 1),实际腐蚀金属电极的值一般为0.7~0.9^[22,30],j为虚数单位。 $R_{t}^{a}$ 为阳极过程的电荷转移电阻, $Z_{θ, D}^{a}$ 表示腐蚀产物CuCl的传质和吸附在电极表面造成的“堵塞效应”。 $R_{t}^{c}$ 为阴极过程的电荷转移电阻, $Z_{D}^{c}$ 表示溶液中溶解氧的传质过程,可用阴极Warburg扩散阻抗 $W_{c}$ 表示,其复阻抗的表达式为 $Z_{W_{C}} = \frac{1}{k_{c} \sqrt[]{j ω}}$ , $k_{c}$ 为常数,单位为s^0.5/(Ω·cm²)。

图9

图9 Cu及3D-GLNN/Cu复合材料在模拟海水中的电化学等效电路

Fig.9 Electrochemical equivalent circuit for Cu and 3D-GLNN/Cu composite in simulated seawater (C_d is interface capacitance, R_e is electrolyte resistance, $i_{d c}$ is current flow through the pure capacitance, $i_{F}^{a}$ is anodic faradic current, $i_{F}^{c}$ is cathodic faradic current, $Z_{F}^{a}$ is anodic faradic impedance, $Z_{F}^{c}$ is cathodic faradic impedance, CPE_dc is constant phase element (representing interface capacitance), $R_{t}^{a}$ is the anodic charge transfer resistance, $R_{t}^{c}$ is cathodic charge transfer resistance, $Z_{θ, D}^{a}$ is impedance illustrating mass transport and partial blocking effect by CuCl, $Z_{D}^{c}$ is impedance illustrating O₂ mass transport)

(a) generalized model (b) detailed model

电极的界面电容可通过Brug等^[31]提出的理论公式导出：

C_{e f f} = Q^{\frac{1}{α}} \cdot {(\frac{1}{R_{e}} + \frac{1}{R_{t}})}^{\frac{α - 1}{α}}

(6)

其中, $C_{e f f}$ 为有效界面电容。 $R_{t}$ 为电荷转移电阻,体现的是阴阳极电荷转移电阻( $R_{t}^{c}$ 和 $R_{t}^{a}$ )共同作用的结果。由式(6)计算得到的 $C_{e f f}$ 如表2所示。可以看出,3D-GLNN/Cu与Cu相比有所减小,这主要是因为石墨烯本身属于钝态材料,加入以后不会吸附较多的Cl^-,因此导致界面电容有所减小。3种材料的α值相差不大,表明3种材料的电化学反应界面偏离纯电容的程度基本一样。通过对比R_t可以发现,3D-GLNN/Cu-HP的耐蚀性最好,3D-GLNN/Cu-HR次之,纯Cu的电荷转移电阻最小。值得注意的是,表2中拟合得到的扩散阻抗体现的是阴阳极反应共同作用的结果,并不能区分出来阴阳极各自占的比重。

表2 电化学等效电路拟合电化学阻抗参数

Table 2 EIS fitting results using the electrochemical equivalent circuit

Sample	Time	$C_{e f f}$ / (μF·cm^-2)	α	R_t / (kΩ·cm²)	$k_{c}$ / (s^0.5·Ω^-1·cm^-2)
Cu	1 h	35.12	0.75	1.01	1.17 × 10^-4
	1 d	28.23	0.74	1.25	1.21 × 10^-4
	4 d	30.78	0.74	1.17	1.18 × 10^-4
3D-GLNN/Cu-HP	1 h	21.48	0.75	1.22	2.23 × 10^-4
	1 d	17.17	0.74	1.81	2.47 × 10^-4
	4 d	20.18	0.78	1.12	2.73 × 10^-4
3D-GLNN/Cu-HR	1 h	22.84	0.75	1.17	2.58 × 10^-4
	1 d	15.47	0.79	1.73	2.94 × 10^-4
	4 d	26.95	0.78	2.02	2.37 × 10^-4

Note: $C_{e f f}$ is effective capacitance, α is CPE exponent, R_t is charge transfer resistance, k_c is diffusion impedance coefficient

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3.3 空蚀性能分析

图10为Cu及3D-GLNN/Cu复合材料在3.5%NaCl溶液中空蚀4 h后显微组织的SEM像。其中图10a~c、d~f、g~i分别属于热压态Cu、3D-GLNN/Cu-HP和3D-GLNN/Cu-HR。对比图10a、d和g可以看出,经过空蚀的3D-GLNN/Cu-HR和3D-GLNN/HP表面存在明显塑性形变区,其中3D-GLNN/HP表面塑性形变区较小,取而代之的是集中分布的松散颗粒；而热压态纯Cu表面塑性形变区较大。这是由于热压态Cu硬度较低(图4),空蚀时主要发生塑性变形。石墨烯与Cu复合后,降低了Cu-Cu颗粒间的接触面积,烧结后Cu-Cu颗粒间的结合强度减弱,形成薄弱区。在空蚀条件下,薄弱区易发生断裂,导致3D-GLNN/Cu-HP以近似石墨烯/Cu颗粒大小的颗粒形态剥离,并留下大量的凹坑。在经过热轧加工后,石墨烯的阻隔效应减弱,烧结强度提高；同时由于石墨烯的三维空间网状结构,Cu的塑性变形得到限制,2者的共同作用使得3D-GLNN/Cu-HR的失重速率显著低于3D-GLNN/Cu-HP。然而,3D-GLNN/Cu-HR上同时也具有与3D-GLNN/Cu-HP表面相似的颗粒状表面,说明3D-GLNN/Cu-HP的空蚀造成的质量损失中有相当一部分是以颗粒状脱落的形式发生的,这也是3D-GLNN/Cu复合材料的耐空蚀性能相对基体Cu变差的主要原因之一。

图10

图10 热压态纯Cu、热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料空蚀4 h后显微组织的SEM像

Fig.10 SEM images of hot pressed pure Cu (a-c), 3D-GLNN/Cu-HP (d-f), and 3D-GLNN/Cu-HR (g-i) (Figs.10c, f, and i are enlarged views of the highlighted regions in Figs.10b, e, and h)

4 结论

(1) 采用热压和热轧方法制备了三维石墨烯纳米片网络/铜(3D-GLNN/Cu)复合材料,热压烧结后块体复合材料内部石墨烯呈现出完整的多孔网络状结构,热轧态3D-GLNN/Cu复合材料中石墨烯则表现为垂直轧面方向压扁的连续网络结构。热压态和热轧态3D-GLNN/Cu复合材料的硬度分别较纯Cu提高了8%和46%.

(2) 极化曲线测试结果表明,3D-GLNN/Cu的阳极溶解电流与热压态纯Cu相比降低了约一个数量级,热轧处理对复合材料的耐蚀性影响不大。

(3) 腐蚀电位下的EIS及电化学等效电路拟合分析结果表明,3D-GLNN/Cu的电极过程动力学较为复杂,主要受电荷转移和扩散过程共同控制。随着浸泡时间延长(从1 h到9 d),腐蚀电位先正移后负移,EIS高频区容抗弧均是先增加后减小,主要是因为腐蚀生成的CuCl盐膜在表面的覆盖与脱落有关,EIS低频区出现扩散阻抗特征,且低频区相位角为18°~23°,说明电极过程不是单一反应物的Warburg扩散阻抗特征,而是受阴阳极传质过程共同控制。

(4) 欧姆电阻校正后的Bode图表明,高频区的相位角值大于-90°而阻抗模值斜率约为-0.9,Cu及2种3D-GLNN/Cu复合材料在模拟海水中均存在常相位角特征,这主要是因为电极表面材料结构和成分不均一性导致的局部界面电容和电荷转移电阻存在差异。

(5) 空蚀失重结果表明,热轧后的3D-GLNN/Cu与热压态的材料相比,耐空蚀性能显著下降,这主要是因为石墨烯与Cu基体的弹性模量的差异,在空蚀机械冲击力作用下形变不协调,易产生凹坑。

参考文献

原文顺序

文献年度倒序

文中引用次数倒序

被引期刊影响因子

[1]

Zhang

, Zhao

N Q

, He

C N

The superior mechanical and physical properties of nanocarbon reinforced bulk composites achieved by architecture design—A review

[J]. Prog. Mater. Sci., 2020, 113: 100672

[2]

Zhao

N Q

, Guo

S Y

, Zhang

, et al.

Progress on graphene/copper composites focusing on reinforcement configuration design: A review

[J]. Acta Metall. Sin., 2021, 57: 1087

赵乃勤, 郭斯源, 张翔等.

基于增强相构型设计的石墨烯/Cu复合材料研究进展

[J]. 金属学报, 2021, 57: 1087

DOI [本文引用: 1]

铜基复合材料具有优异的功能特性及力学性能,在电子、电工等领域具有广阔的应用前景。作为一类理想的增强相,石墨烯具有优异的综合性能以及二维结构特征。相比于其他如颗粒增强相、晶须增强相,石墨烯与Cu的性能匹配性更好,同时其在Cu基体中的分布结构具有更强的可设计性,可显著改善铜基复合材料的综合性能,因此利用新工艺实现石墨烯分布构型的调控设计成为当今铜基复合材料研究的热点。本文总结了近年来石墨烯在Cu基体中分布的构型(均匀构型、层状构型以及网络构型)及其相应的制备工艺,讨论了石墨烯构型对于铜基复合材料性能的影响,并展望了石墨烯构型设计的新思路,以及特殊构型石墨烯/Cu复合材料未来的发展趋势以及应用领域。

[3]

Zhou

, Liu

X X

Mechanical properties and strengthening mechanism of graphene nanoplatelets reinforced magnesium matrix composites

[J]. Acta Metall. Sin., 2020, 56: 240

周霞, 刘霄霞.

石墨烯纳米片增强镁基复合材料力学性能及增强机制

[J]. 金属学报, 2020, 56: 240

[4]

Zhao

N Q

, Liu

X H

, Pu

B W

Progress on multi-dimensional carbon nanomaterials reinforced aluminum matrix composites: A review

[J]. Acta Metall. Sin., 2019, 55: 1

赵乃勤, 刘兴海, 蒲博闻.

多维度碳纳米相增强铝基复合材料研究进展

[J]. 金属学报, 2019, 55: 1

DOI [本文引用: 1]

以铝基复合材料为代表的金属基复合材料,具有高的比强度、比模量及优异的导热、导电性能,在航空航天、汽车制造、机械电子及其它民用领域具有广泛的应用前景。近年来,碳纳米相作为复合材料的增强体凭借其优异的力学性能和物理性能以及自身结构特点,引起人们极大关注而成为铝基复合材料研究领域的新热点。本文从不同维度结构的碳纳米相(零维碳纳米洋葱、一维碳纳米管、二维石墨烯等)为增强相的角度,概述了这些碳纳米相增强铝基复合材料的制备方法及其在力学性能方面的研究进展,阐述了从单一相增强到多元多维度混杂增强的铝基复合材料在力学性能方面的优势,旨在阐明通过碳纳米相的结构设计和空间构筑实现高强韧性铝基复合材料的设计思路,并展望了高强韧轻金属基复合材料未来的研究趋势。

[5]

Hwang

, Yoon

, Jin

S H

, et al.

Enhanced mechanical properties of graphene/copper nanocomposites using a molecular-level mixing process

[J]. Adv. Mater., 2013, 25: 6724

[6]

Cao

, Xiong

D B

, Tan

Z Q

, et al.

Aligning graphene in bulk copper: Nacre-inspired nanolaminated architecture coupled with in-situ processing for enhanced mechanical properties and high electrical conductivity

[J]. Carbon, 2017, 117: 65

[7]

Chu

, Wang

X H

, Wang

, et al.

Largely enhanced thermal conductivity of graphene/copper composites with highly aligned graphene network

[J]. Carbon, 2018, 127: 102

DOI URL [本文引用: 2]

[8]

Zhang

, Xu

Y X

, Wang

M C

, et al.

A powder-metallurgy-based strategy toward three-dimensional graphene-like network for reinforcing copper matrix composites

[J]. Nat. Commun., 2020, 11: 2775

[9]

Xia

D H

, Song

S Z

, Tao

, et al.

Review-material degradation assessed by digital image processing: Fundamentals, progresses, and challenges

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2020, 53: 146

[10]

Pan

C C

, Song

S Z

, Hu

W B

, et al.

Preparation and corrosion resistance of covalent self-assembled monolayers on passive metal surface

[J]. Surf. Technol., 2019, 48(12): 43

潘成成, 宋诗哲, 胡文彬等.

钝性金属表面共价结合自组装膜制备及耐蚀性研究进展

[J]. 表面技术, 2019, 48(12): 43

[11]

Hussain

A K

, Sudin

, Basheer

U M

, et al.

A review on graphene-based polymer composite coatings for the corrosion protection of metals

[J]. Corros. Rev., 2019, 37: 343

DOI [本文引用: 1]

Graphene-based coating is an emerging field that focuses on developing advanced coatings by exploiting new generation materials with superior properties. Researchers are striving to develop coatings that are cost-effective, easy to prepare and highly effective by integrating graphene with a wide range of suitable materials for surface protection applications. In this critical review, different types of high performing graphene-based polymer composite coatings have been described for anticorrosion application. An in-depth survey on methods of preparation, coating application techniques and their influence on the corrosion behavior of coatings is presented briefly. Newly developed strategies to enhance the protection efficiency of graphene-polymer matrix coatings are also covered concisely. The authors hope that this review will assist prospective academicians and researchers in developing novel highly efficient graphene-based anticorrosion composite coatings for industrial applications.

[12]

Liang

, Chen

K F

, Huang

C S

, et al.

Application research progress of graphene functional coating

[J]. Equip. Environ. Eng., 2019, 16(8): 95

梁宇, 陈凯锋, 黄从树等.

石墨烯在功能涂料中的应用研究进展

[J]. 装备环境工程, 2019, 16(8): 95

[13]

Chi

J H

, Chen

X F

, et al.

Research progress and application of graphene anticorrosive coatings

[J]. Equip. Environ. Eng., 2018, 15(5): 56

迟钧瀚, 陈珊, 陈晓飞等.

石墨烯在防腐涂料中的研究进展及应用

[J]. 装备环境工程, 2018, 15(5): 56

[14]

Xia

D H

, Qin

Z B

, Song

S Z

, et al.

Combating marine corrosion on engineered oxide surface by repelling, blocking and capturing Cl^-: A mini review

[J]. Corros. Commun., 2021, 2: 1

[15]

Kirkland

N T

, Schiller

, Medhekar

, et al.

Exploring graphene as a corrosion protection barrier

[J]. Corros. Sci., 2012, 56: 1

[16]

Dong

Y H

, Liu

Q Q

, Zhou

Corrosion behavior of Cu during graphene growth by CVD

[J]. Corros. Sci., 2014, 89: 214

[17]

Wang

C R

, Wang

J H

, Wen

S G

, et al.

Study on the corrosion resistance of sulfonated graphene/aluminum phosphate composites in waterborne polyurethane coatings

[J]. Corros. Rev., 2021, 39: 339

[18]

Yang

, Zhang

R H

, Pu

J B

, et al.

2D graphene and h-BN layers application in protective coatings

[J]. Corros. Rev., 2021, 39: 93

DOI URL

[19]

Liu

X L

, Chen

S G

, Zhang

Y J

, et al.

Preparation of graphene oxide-boron nitride hybrid to reinforce the corrosion protection coating

[J]. Corros. Rev., 2021, 39: 123

DOI URL

[20]

Yang

, Fan

W J

, Li

W H

Preparation and corrosion resistance of water-based coatings modified by graphene oxide-polyaniline-silica nano-composite

[J]. Equip. Environ. Eng., 2020, 17(4): 105

杨凝, 樊伟杰, 李伟华.

二氧化硅-聚苯胺-氧化石墨烯复合纳米材料改性水性涂层的制备及防腐蚀性能研究

[J]. 装备环境工程, 2020, 17(4): 105

[21]

Jin

B Y

, Xiong

D B

, Tan

Z Q

, et al.

Enhanced corrosion resistance in metal matrix composites assembled from graphene encapsulated copper nanoflakes

[J]. Carbon, 2019, 142: 482

[22]

Liao

H Q

, Watson

, Dizon

, et al.

Physical properties obtained from measurement model analysis of impedance measurements

[J]. Electrochim. Acta, 2020, 354: 136747

DOI URL [本文引用: 2]

[23]

Hucińska

, Głowack

Cavitation erosion of copper and copper-based alloys

[J]. Metall. Mater. Trans., 2001, 32 A: 1325

[24]

Pan

C C

, Wang

X Z

, Behnamian

, et al.

Monododecyl phosphate film on LY12 aluminum alloy: pH-controlled self-assembly and corrosion resistance

[J]. J. Electrochem. Soc., 2020, 167: 161510

[25]

Xia

D H

, Pan

C C

, Qin

Z B

, et al.

Covalent surface modification of LY12 aluminum alloy surface by self-assembly dodecyl phosphate film towards corrosion protection

[J]. Prog. Org. Coat., 2020, 143: 105638

[26]

Jorcin

J B

, Orazem

M E

, Pébère

, et al.

CPE analysis by local electrochemical impedance spectroscopy

[J]. Electrochim. Acta, 2006, 51: 1473

[27]

Milošev

, Kovačević

, Kovač

, et al.

The roles of mercapto, benzene and methyl groups in the corrosion inhibition of imidazoles on copper: I. Experimental characterization

[J]. Corros. Sci., 2015, 98: 107

[28]

Aben

, Tromans

Anodic polarization behavior of copper in aqueous bromide and bromide/benzotriazole solutions

[J]. J. Electrochem. Soc., 1995, 142: 398

[29]

Xia

D H

, Song

, Behnamian

, et al.

Review—Electrochemical noise applied in corrosion science: Theoretical and mathematical models towards quantitative analysis

[J]. J. Electrochem. Soc., 2020, 167: 081507

[30]

Kittel

, Ropital

, Grosjean

, et al.

Corrosion mechanisms in aqueous solutions containing dissolved H₂S. Part 1: Characterisation of H₂S reduction on a 316L rotating disc electrode

[J]. Corros. Sci., 2013, 66: 324

[31]

Brug

G J

, Van Den Eeden

A L G

, Sluyters-Rehbach

, et al.

The analysis of electrode impedances complicated by the presence of a constant phase element

[J]. J. Electroanalyt. Chem. Interf. Electrochem., 1984, 176: 275