PECVD 法原位滲氮表面改性鈦雙極板的性能

馮利利，侯玉星，湯思遙，李 栓，鄭 捷，李星國(guó)

1) 中國(guó)礦業(yè)大學(xué)（北京）化學(xué)與環(huán)境工程學(xué)院，北京 100083 2) 北京大學(xué)化學(xué)與分子工程學(xué)院，稀土材料化學(xué)及應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京分子科學(xué)國(guó)家實(shí)驗(yàn)室，北京 100871

質(zhì)子交換膜燃料電池（Proton exchange membrane fuel cells，PEMFCs）利用氫氣發(fā)電，因效率高、功率密度大、工作溫度低、零排放等優(yōu)點(diǎn)而受到廣泛關(guān)注，在新能源汽車電源應(yīng)用上極具潛力[1-3].雙極板作為PEMFCs 的關(guān)鍵部件，具有收集電流、分隔氧化劑和還原劑、機(jī)械支撐及均勻輸送反應(yīng)介質(zhì)[4-5]等功能，根據(jù)制備材料的不同分為金屬雙極板、石墨雙極板和復(fù)合雙極板.其中，金屬雙極板[6-7]的機(jī)械和物理性能相對(duì)優(yōu)越，與無孔石墨[8-9]和復(fù)合材料[10-11]相比，成本更有競(jìng)爭(zhēng)力，因而成為目前商用雙極板的首選.金屬雙極板中，鈦[12-13]和鈦合金[14]的加工性能、導(dǎo)熱導(dǎo)電性、耐腐蝕性均較好，在提高電堆的質(zhì)量比功率和體積比功率方面顯示出明顯的優(yōu)勢(shì)，豐田公司Mirai 一代和二代量產(chǎn)乘用車的電池堆均采用鈦和鈦合金作為極板基材[15].鈦和鈦合金的化學(xué)性質(zhì)比較活潑，表面易形成鈍化膜，是其耐蝕性較好的主要原因，但同時(shí)也增加了其表面接觸電阻；此外，鈦金屬雙極板一旦發(fā)生腐蝕，會(huì)釋放出可能毒害催化劑和質(zhì)子交換膜的金屬離子，降低燃料電池的輸出功率和使用壽命[16-17].因此，需要采用導(dǎo)電且耐腐蝕的材料對(duì)鈦雙極板表面進(jìn)行改性.

氮化鈦（TiN）具有良好的耐磨性、耐蝕性和導(dǎo)電性，已用于金屬的表面處理[18-19].研究者通過物理氣相沉積（Physical vapor deposition，PVD）法在金屬表面制備TiN 涂層，Zhang 等[20]使用多弧離子鍍技術(shù)在鈦基材上制備了TiN 涂層，發(fā)現(xiàn)表面改性后極板的耐腐蝕性和導(dǎo)電性獲得提高，使用TiN/Ti 雙極板的燃料電池運(yùn)行1000 h 后輸出功率未發(fā)現(xiàn)降低.Yi 等[21]采用磁控濺射技術(shù)在316L不銹鋼表面沉積了TiN 和ZrN 涂層，表面改性涂層提升了極板的疏水性和耐腐蝕性，樣品中TiN涂層與碳紙的界面接觸電阻最小.PVD 法具有沉積溫度低、污染小等優(yōu)點(diǎn)，但存在沉積速率低、濺射顆粒電離率低等缺點(diǎn)[22]，使用PVD 法制備的TiN涂層不可避免地會(huì)出現(xiàn)孔隙和針孔等微觀缺陷，從而影響涂層的疲勞強(qiáng)度和耐蝕性[23].相比之下，化學(xué)氣相沉積法（Chemical vapor deposition，CVD）的沉積速率高、鍍層均勻性好，能克服PVD 法存在的缺點(diǎn)，但較高的沉積溫度可能導(dǎo)致金屬板劣化.等離子體增強(qiáng)化學(xué)氣相沉積（Plasma enhanced CVD，PECVD）法已被證明可以有效降低沉積溫度，改善CVD 法面臨的問題[24-25].Show[26]以乙烯為反應(yīng)氣體，采用射頻PECVD 法，于500～600 ℃較低沉積溫度下，在鈦雙極板上制備了導(dǎo)電無定形碳涂層，接觸電阻最低為2.5 mΩ·cm2，導(dǎo)電性顯著提高.

此外，對(duì)金屬雙極板表面進(jìn)行等離子體滲氮、滲碳等合金化處理還能有效提高雙極板的耐腐蝕性[16,27-28].Jin 等[29]采用液相等離子體電解滲氮技術(shù)對(duì)Ti-6Al-4V 基雙極板進(jìn)行表面改性，制備了致密的TiN 涂層，耐腐蝕性和導(dǎo)電性均獲得提升.Lee 等[30]采用等離子體增強(qiáng)原子層沉積技術(shù)，使用TiCl4和四（二甲氨基）鈦前驅(qū)體，在SS316L 基雙極板表面生長(zhǎng)了超薄（25～67 nm）TiN 薄膜，界面接觸電阻由35.87 mΩ·cm2降至15.24 mΩ·cm2.Yang 等[31]研究發(fā)現(xiàn)，等離子體原位滲氮法制備的TiN 涂層由氮原子滲透擴(kuò)散至鈦基材中與金屬原子結(jié)合而成，涂層更加致密，有利于降低極板與碳紙的界面接觸電阻，改善導(dǎo)電性，且涂層不易從金屬表面脫落.陶韜等[32]于750 °C、NH3氣氛下原位滲氮2 h 在鈦基材表面制備了TiN 涂層，表面改性后極板的耐腐蝕性和導(dǎo)電性均明顯提高.與PVD、CVD 法相比，PECVD 原位滲氮技術(shù)具有沉積溫度低、沉積速度快、高效清潔等優(yōu)勢(shì)，制備的氮化層的膜基結(jié)合力強(qiáng)，導(dǎo)電性和耐腐蝕性好[33-34].

本文采用氮?dú)獾入x子體原位滲氮技術(shù)在鈦（TA2）基材上制備TiN 涂層，通過系統(tǒng)研究滲氮時(shí)間和滲氮溫度等工藝參數(shù)對(duì)TiN 涂層表面形貌、疏水性、界面導(dǎo)電性及耐腐蝕性的影響，篩選出最佳工藝條件，為高效制備表面改性金屬雙極板提供參考.

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

金屬基底為東莞市億源金屬材料有限公司生產(chǎn)的工業(yè)純鈦（TA2），鈦片切割成2 cm×2 cm 的試樣，使用前進(jìn)行預(yù)處理，打磨二次拋光后，分別用丙酮、36%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))鹽酸、去離子水和無水乙醇超聲清洗，然后干燥備用.反應(yīng)氣體為N2、H2和Ar，純度99.9%，購(gòu)自北京?？圃龑?shí)用氣體有限公司.接觸電阻測(cè)試所用的碳紙由日本Toray 公司生產(chǎn)，型號(hào)TGP-H-060，厚度0.19 mm.

1.2 等離子體滲氮裝置

自行搭建的等離子體滲氮裝置示意圖如圖1所示.裝置由石英管式爐、電感耦合等離子體發(fā)生器、射頻匹配器、機(jī)械泵、真空計(jì)、供氣與流量控制系統(tǒng)等組成.其中，石英管式爐的最高工作溫度1200 °C；電感耦合等離子體發(fā)生器由銅線圈、水冷卻管路和可調(diào)節(jié)等離子體射頻電源組成，最高輸出功率200 W；機(jī)械泵抽真空可使管內(nèi)真空度低至1×10-3Pa，數(shù)字真空計(jì)實(shí)時(shí)顯示數(shù)值；供氣及流量控制系統(tǒng)以高精度流量控制器調(diào)節(jié)N2、H2和Ar 流量，流量范圍0～100 mL·min-1.

圖1 等離子體滲氮裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of the plasma nitriding instrument

1.3 TiN 涂層的制備

采用等離子體增強(qiáng)原位滲氮法，改變滲氮溫度和滲氮時(shí)間，制備系列TiN 涂層.首先，將鈦片置于管式爐中，通入Ar、抽真空，反復(fù)多次，至石英管壓力為5 Pa；然后，以10 mL·min-1的流量通入Ar，在Ar 氣氛下將管式爐升至一定溫度（450、550、650 和750 °C）后，將Ar 切換為N2-H2混合氣，將混合氣流量調(diào)至10 mL·min-1，啟動(dòng)射頻功率源，對(duì)鈦片等離子體滲氮一定時(shí)間（30、60、90 和120 min）；最后，關(guān)閉混合氣、等離子體發(fā)生器和加溫系統(tǒng)，在Ar 保護(hù)下冷卻至室溫.不同溫度下滲氮90 min 制備的涂層記作TiN-450、TiN-550、TiN-650 和TiN-750，650 °C 下不同滲氮時(shí)間制備的涂層記作TiN-650-30、TiN-650-60、TiN-650-90 和TiN-650-120.

1.4 TiN 涂層的表征與測(cè)試

采用X-Pert3 Powder X 射線衍射儀（XRD，荷蘭PANalytial 公司）和Merlin Compact 掃描電子顯微鏡（SEM，德國(guó)Zeiss 公司）對(duì)TiN 涂層的物相結(jié)構(gòu)與微觀形貌進(jìn)行表征.在德國(guó)KRUSS 型水接觸角測(cè)量?jī)x上測(cè)試TiN 表面改性雙極板試樣的疏水性.雙極板試樣的接觸電阻（ICR）參照文獻(xiàn)測(cè)試[35]，測(cè)試裝置由萬能試驗(yàn)機(jī)和微歐表組成，試樣夾在兩張?zhí)技埡蜆悠放_(tái)的兩塊銅板中間.

在涂層腐蝕測(cè)試裝置和CHI660B 型電化學(xué)工作站（上海辰華）上測(cè)試動(dòng)電位極化曲線、陰/陽極恒電位極化曲線，以評(píng)價(jià)雙極板試樣的耐腐蝕性.分別以鉑、飽和甘汞和雙極板試樣作為電化學(xué)工作站的對(duì)電極、參比電極和工作電極，將0.5 mol·L-1H2SO4溶液作為電解液.動(dòng)電位極化曲線測(cè)試的掃描范圍為-0.6～0.8 V，掃描速度為1 mV·s-1；恒電位極化曲線測(cè)試時(shí)間為10 h，陽極測(cè)試的工作電壓為-0.1 V，陰極測(cè)試的工作電壓為0.6 V.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 TiN 涂層的表征

圖2 為不同溫度下在鈦基底上滲氮90 min 沉積的TiN 涂層的XRD 譜圖.由圖2 可見，除鈦的特征衍射峰外，鈦基底上沉積了TiN 涂層的試樣還在37.7°、40°和69°處出現(xiàn)衍射峰，分別對(duì)應(yīng)于TiN0.26(002)、(101)和(103)晶面衍射（JCPDS 卡片#44-1095）.隨著溫度的升高，鈦的衍射峰強(qiáng)度逐漸降低，而TiN0.26的特征衍射峰明顯增強(qiáng)，這是因?yàn)镹2-H2混合氣產(chǎn)生的等離子體中含大量的N+，當(dāng)溫度高于450 °C 時(shí)，N+與鈦基底表面的鈦形成面心立方結(jié)構(gòu)的固溶物，即鈦片表面生成陶瓷相的TiN0.26，隨著溫度進(jìn)一步升高，鈦基底表面的氮化物析出形成TiN0.26堆垛層，逐漸覆蓋鈦基底，因此，鈦衍射峰的峰強(qiáng)變?nèi)?，TiN0.26衍射峰的峰強(qiáng)增加.與純鈦相比，沉積TiN 涂層后鈦基底的衍射峰略向右移，歸因于氮原子擴(kuò)散、插入鈦晶格中導(dǎo)致鈦的晶面滑移，從而引起鈦的衍射峰發(fā)生偏移[36].此外，由于鈦表面易生成鈍化膜[28]，所有樣品均檢測(cè)到了微弱的TiO2衍射峰.

圖2 鈦基底與不同溫度下滲氮90 min 制備的氮化鈦涂層的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of the titanium substrate and titanium nitride coatings prepared by nitriding at different temperatures for 90 min

圖3 為不同溫度和滲氮時(shí)間下鈦基底上沉積的TiN 涂層的SEM 圖像和光學(xué)照片.滲氮時(shí)間保持在90 min，升高反應(yīng)溫度，由圖3(a)～(d)可見，450 °C 下生成的TiN較少，當(dāng)溫度 升高到550 °C時(shí)，鈦基底表面出現(xiàn)明顯的納米顆粒析出相，但仍有鈦基底裸露可見；溫度進(jìn)一步升至650 °C 時(shí)，TiN 顆粒均勻覆蓋鈦基底，表面均勻平整，無明顯缺陷；當(dāng)溫度達(dá)750 °C 時(shí)，發(fā)現(xiàn)較大的TiN 顆粒生成，尺寸在100～200 nm 之間，表面粗糙度增加，晶粒間產(chǎn)生較多空隙.溫度越高，離子的能量越大，沉積速度越快，導(dǎo)致表面平整度下降，不利于生成均勻的涂層，因此650 °C 為最佳沉積溫度.

在650 °C 下變換滲氮時(shí)間，由圖3(e)～(h)可見，滲氮30 min 時(shí)，鈦表面分布大量不規(guī)則納米生長(zhǎng)核，涂層不十分平整，鈦基底明顯裸露；滲氮60 min 時(shí)，納米顆粒不斷增加、堆積，逐漸覆蓋鈦基底；滲氮90 min 后，涂層表面相對(duì)均勻，晶粒細(xì)小，無晶界空隙，表明滲氮時(shí)間越長(zhǎng)，表面氮化程度越高；隨著滲氮時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，120 min 時(shí)樣品表面呈階梯堆垛狀，平整度明顯降低，由于TiN涂層和鈦基底的熱膨脹系數(shù)不同，導(dǎo)致冷卻后TiN與鈦收縮不一致而產(chǎn)生階梯波紋.因此，90 min 為最佳滲氮時(shí)間.

等離子體滲氮前后樣品的光學(xué)照片如圖3(i)所示，鈦片經(jīng)650 °C、90 min 等離子體原位滲氮處理后，表面由灰白色變?yōu)榻瘘S色，涂層質(zhì)地均勻、平整無缺陷，與基材結(jié)合緊密.

圖3 不同溫度和滲氮時(shí)間下制備的氮化鈦涂層的SEM 圖像(a～h)和滲氮前后樣品的光學(xué)照片(i).(a) TiN-450；(b) TiN-550；(c) TiN-650；(d) TiN-750；(e) TiN-650-30；(f) TiN-650-60；(g) TiN-650-90；(h) TiN-650-120Fig.3 SEM images (a-h) of titanium nitride coatings at different temperatures and nitriding time and optical photograph (i) of a prepared titanium nitride coating: (a) TiN-450;(b) TiN-550;(c) TiN-650;(d) TiN-750;(e) TiN-650-30;(f) TiN-650-60;(g) TiN-650-90;and (h) TiN-650-120.

為了進(jìn)一步驗(yàn)證改性涂層的成分，對(duì)滲氮90 min 的樣品（TiN-650-90）進(jìn)行了能譜（EDS）分析，如圖4 所示.涂層中N 元素原子分?jǐn)?shù)為27.4%，O 元素原子分?jǐn)?shù)為11.2%，表明鈦表面生成有氧化膜（TiO2），與XRD 結(jié)果一致.

圖4 TiN-650-90 涂層的面掃描能譜圖.(a) SEM;(b) Ti;(c) N;(d) OFig.4 SEM-EDS elemental mapping images of the TiN-650-90 coating:(a) SEM;(b) Ti;(c) N;(d) O

圖5 為最佳條件下鈦基底上沉積TiN 涂層的水接觸角.由圖可見，鈦基底的水接觸角為74.3°，其為親水表面；TiN 涂層的水接觸角為105.4° (＞90°)，表明表面改性涂層具有良好的疏水性能，有利于改善燃料電池的水管理性能.

圖5 鈦基底(a)和TiN-650-90 涂層(b)的水接觸角Fig.5 Water contact angles of the titanium substrate (a) and TiN-650-90 coating (b)

2.2 TiN 涂層的表面接觸電阻

圖6 為650 °C 下在鈦基底上原位滲氮不同時(shí)間制備的TiN 涂層的表面接觸電阻.如圖6(a)所示，樣品的接觸電阻隨壓緊力的增大而減小，隨滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)而增大.當(dāng)壓緊力較小時(shí)，碳紙與樣品表面以點(diǎn)接觸為主，接觸電阻較大；增大加載壓力，接觸點(diǎn)數(shù)量增多，接觸電阻急劇減小；進(jìn)一步增大加載壓力，碳紙與樣品表面由多點(diǎn)接觸轉(zhuǎn)為面接觸，接觸電阻趨于穩(wěn)定.結(jié)合掃描電鏡結(jié)果（圖3），隨著滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)，鈦基底表面原位生成的TiN 增多，由于鈦的導(dǎo)電性好于TiN，因此表面改性鈦極板的接觸電阻高于純鈦的.

圖6(b)顯示了1.5 MPa 加載壓力下鈦基底與不同滲氮時(shí)間制備的TiN 涂層的表面接觸電阻.由圖可見，1.5 MPa 下鈦的接觸電阻為3.4 mΩ·cm2，滲氮60 min 以內(nèi)的樣品的接觸電阻分別為5.6 mΩ·cm2和7.4 mΩ·cm2，滿足美國(guó)能源部（DOE）的要求（≤10 mΩ·cm2）.滲氮90 min 的樣品的接觸電阻為13.2 mΩ·cm2，略高于DOE 要求，但當(dāng)加載壓力增大至2.75 MPa 時(shí)，最終穩(wěn)定在6.5 mΩ·cm2（圖6(a)）.滲氮120 min 的樣品的接觸電阻最高（20.1 mΩ·cm2），這是因?yàn)闈B氮120 min 的樣品表面呈階梯堆垛狀，表面平整度較低（圖3(h)），使TiN涂層與碳紙之間存在大量空隙，以點(diǎn)接觸為主，因而接觸電阻較大.

圖6(c)可見，極化腐蝕后TiN-650-90 試樣在不同加載壓力下的表面接觸電阻均明顯高于未腐蝕試樣的，1.5 MPa 下為65.4 mΩ·cm2（圖6(d)），表明極化腐蝕后涂層的導(dǎo)電性下降，主要原因?yàn)闃O化腐蝕后涂層出現(xiàn)部分脫落，暴露出的鈦氧化生成TiO2鈍化膜，鈍化膜的導(dǎo)電性低于鈦和氮化鈦[37].

圖6 鈦基底與650 °C、不同滲氮時(shí)間下制備的氮化鈦涂層的接觸電阻.(a)和(c)不同加載壓力下的表面接觸電阻；(b)和(d) 1.5 MPa 加載壓力下的表面接觸電阻Fig.6 The interface contact resistance (ICR) of the titanium substrate and titanium nitride coatings prepared at 650 °C for different nitriding time: (a) and(c) ICR under various loading pressure;(b) and (d) ICR under the loading pressure of 1.5 MPa

2.3 TiN 涂層的耐腐蝕性

圖7 為不同溫度和滲氮時(shí)間下制備的TiN 涂層在0.5 mol·L-1H2SO4溶液中的Tafel 曲線，通過Tafel 外推擬合得到腐蝕電位和腐蝕電流密度，見表1.由表1 可見，純鈦的腐蝕電位和腐蝕電流密度分別為-0.37 V 和4.2 μA·cm-2，鈦基底上沉積TiN 涂層后，腐蝕電位和腐蝕電流密度明顯降低.隨著溫度的升高，表面改性鈦極板試樣的腐蝕電位和腐蝕電流密度先減后增，即耐腐蝕性先增后減，650 °C 下制備的試樣的腐蝕電位和腐蝕電流密度最低，分別為-0.05 V 和0.56 μA·cm-2，耐腐蝕性最佳，達(dá)到了美國(guó)能源部（DOE）對(duì)燃料電池雙極板耐腐蝕性的技術(shù)指標(biāo)（＜1 μA·cm-2）.維持溫度不變（650 °C），改變滲氮時(shí)間制備的試樣的腐蝕電位和腐蝕電流密度隨滲氮時(shí)間的增加，同樣呈現(xiàn)先減后增的趨勢(shì)，滲氮90 min 制備的涂層的耐腐蝕性最好.如前所述，650 °C 下制備的涂層比較均勻，完全覆蓋鈦基底，可以有效隔絕鈦與腐蝕溶液的接觸，因此，其耐腐性最佳；而當(dāng)溫度升至750 °C時(shí)，涂層表面TiN 顆粒尺寸較大、空隙較多，為酸腐蝕鈦基底提供了通道，耐腐蝕性因而下降.

表1 鈦基底與不同溫度和滲氮時(shí)間制備的氮化鈦涂層的腐蝕電位和腐蝕電流密度Table 1 Corrosion potential and current density values of the titanium substrate and titanium nitride coatings prepared at various temperatures and nitriding times

圖7 鈦基底與不同溫度(a)和滲氮時(shí)間(b)下制備的氮化鈦涂層的Tafel 曲線及模擬PEMFC 工作環(huán)境下測(cè)試的Tafel 曲線(c)Fig.7 Tafel curves of the titanium substrate and titanium nitride coatings prepared at different temperatures (a) and nitriding time (b),and those tested under simulated PEMFC working environment (c)

此外，模擬PEMFC 的工作環(huán)境，在70 °C 下測(cè)試了TiN-650-90 試樣的Tafel 曲線（圖7(c)），所得的腐蝕電位和腐蝕電流密度分別為0.05 V 和2.47 μA·cm-2，與常溫下的測(cè)試結(jié)果相比，腐蝕電位接近，腐蝕電流密度明顯增大，表明涂層在PEMFC 工作環(huán)境下耐腐蝕性會(huì)下降，但仍優(yōu)于鈦基材的.

為了考察TiN 涂層的穩(wěn)定性，模擬質(zhì)子交換膜燃料電池的工作環(huán)境，測(cè)試了鈦和TiN-650-90試樣的恒電位極化曲線，如圖8 所示.在陰極測(cè)試中（圖8(a)），測(cè)試初始，鈦的腐蝕電流密度急劇下降，1 h 后逐漸穩(wěn)定，這是因?yàn)闃O化的前1 h 表面鈍化膜剛開始生成，且鈍化膜生成速率小于溶解速率，隨著極化進(jìn)一步進(jìn)行，鈍化膜的生成速率不斷增大，至成膜速率大于膜溶解速率，鈍化膜逐漸增厚，最終覆蓋鈦表面，鈦試樣的腐蝕電流密度約為1.18 μA·cm-2.鈦基底上沉積TiN 涂層后，TiN-650-90 試樣呈現(xiàn)出良好的穩(wěn)定性，其腐蝕電流密度較鈦的略大，最終穩(wěn)定在2.45 μA·cm-2.

在陽極測(cè)試中（圖8(b)），鈦的腐蝕電流在初期有一定波動(dòng)，歸因于鈦表面鈍化膜的腐蝕破裂，鈍化膜在反復(fù)破裂與形成的過程中達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，腐蝕電流密度最終為1.26 μA·cm-2.TiN-650-90 試樣的腐蝕電流密度為0.67 μA·cm-2，低于鈦的腐蝕電流密度，穩(wěn)定性更好.

圖8 鈦基底與TiN-650-90 樣品在0.6 V (a)和-0.1 V (b)下的恒電位極化曲線Fig.8 Potentiostatic polarization curves of the titanium substrate and TiN-650-90 sample at 0.6 V (a) and -0.1 V (b)

3 結(jié)論

（1）利用等離子體增強(qiáng)化學(xué)氣相沉積法在鈦表面原位滲氮制備了TiN 涂層，涂層的主要組分為TiN0.26，涂層的水接觸角為105.4°，明顯高于鈦的水接觸角（74.3°），良好的疏水性能有利于改善燃料電池的水管理性能.

（2）溫度和滲氮時(shí)間影響涂層的形貌和均勻性，溫度過高導(dǎo)致TiN 生長(zhǎng)過快，顆粒尺寸較大；溫度較低不利于表面反應(yīng)，涂層不能完全覆蓋金屬基底；滲氮時(shí)間過長(zhǎng)導(dǎo)致TiN 堆垛，降低涂層的均勻性；650 °C、滲氮90 min 最佳條件下制備的TiN 涂層比較均勻平整.本方法制備涂層具有沉積溫度低、沉積速度快的優(yōu)勢(shì).

（3）TiN 涂層的接觸電阻隨加載力的增大而減小，隨滲氮時(shí)間的延長(zhǎng)而增大.1.5 MPa 加載力下，滲氮60 min 以內(nèi)的涂層的接觸電阻均低于10 mΩ·cm2，滿足DOE 要求；滲氮90 min 的涂層的接觸電阻略高于DOE 要求，但當(dāng)加載力增至2.75 MPa 時(shí)，接觸電阻穩(wěn)定在6.5 mΩ·cm2，涂層具有良好的導(dǎo)電性.

（4）650 °C、滲氮90 min 下制備的TiN 涂層的腐蝕電流密度為0.56 μA·cm-2，較純鈦的下降了約10 倍，腐蝕電位由-0.37 V 正移至-0.05 V，模擬PEMFC 工作環(huán)境下測(cè)試的涂層的腐蝕電流密度仍明顯低于常溫下鈦的腐蝕電流密度，-0.1 V 恒電位下涂層的電流密度穩(wěn)定在0.67 μA·cm-2，涂層的耐腐蝕性和穩(wěn)定性較鈦的優(yōu)異.