一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法
阅读：1027发布：2020-07-06
专利汇可以提供一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种 真空 镀 膜 过程中基体温升的表征方法，包括以下步骤：以淬火 钢 作为基体，建立淬火钢在不同 温度 下发生回火转变的参考系，用淬火钢作为基体进行 真空镀膜 后测膜层与基体界面下方沿纵深方向的组织与性能变化并采用等效对照的思路，得到真空镀膜过程中的基体温升。所述作为基体的淬火钢为两种，分别为具有高温回火温度的40CrNiMo和具有低温回火温度的GCr15，通过建立所述两种基体的回火转变参考系，可实现不同要求的钢质基体保持良好基体承载能 力 的镀膜工艺设计，相较于传统测温方法，可行性和准确度大大提高。，下面是一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法专利的具体信息内容。
一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法
技术领域
背景技术
[0002] 离子镀技术作为表面改性的方法之一，包括多弧离子镀、磁控溅射离子镀、空心阴极离子镀和热阴极离子镀等多种技术，由于其具有沉积速率快、膜层光滑平整、结合强度高等特点，且可以在纯金属或者合金、陶瓷、塑料等各种基材上沉积各种固体材料膜层，使表面获得耐磨损、耐高温、抗氧化或者其他声、光、电等特殊物理性能，所以近几十年来获得飞速发展，在机械、建筑及装饰、耐腐蚀、耐热、润滑及电子工业集成电路等方面得到了极其广泛的应用。
[0003] 离子镀技术中沉积膜层的过程中，高密度等离子体(由电子、离子和中性原子组成，多弧离子镀还可能有熔融液滴)在负偏压电场加速作用下定向运动并对基体进行轰击、注入及镀覆，荷能粒子与基体表面碰撞而发生能量传递，粒子动能转化为热能，在基体上产生能量积累，产生粒子轰击效应。同时，靶材放电过程中，靶功率密度越高，放电区域靶面温度越高，放电面积越大，靶面的热辐射越大。粒子轰击效应和靶面热辐射共同引起基体温升。
[0004] 然而，众所周知，真空镀膜过程中的基体温升，很难用传统的测温方法准确获得，如热电偶需要接触，若将其直接接触基体表面，刚开始可以实现实时测温，但是随着沉积过程的进行会造成热电偶的镀覆，因此测温的精度随着沉积时间的延长大大降低，并且其误差不可估计，而若将其保护后接触基体表面，保护本身自带有不可估测的误差，因此不能实现基体温升的准确测量。而又如红外测温，红外测温不接触基体表面，其测量值本身的波动很大，测温准确度不高，并且存在偶然性，误差也很难估量，因此不能用于基体温升的测定。与此同时，正如之前所述，基体温升在镀层与基体界面下方沿纵深方向存在渐变情况，使得测温几乎不可能。
发明内容
[0005] 基于上述难以简单准确表征的问题，本发明提供了一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法。
[0006] 为实现上述目的，本发明采取以下技术方案：一种真空镀膜过程中基体温升的表征方法，以淬火钢作为基体，建立淬火钢在不同温度下发生回火转变的参考系，用淬火钢作为基体进行真空镀膜后测膜层与基体界面下方沿纵深方向的组织与性能变化并采用等效对照的思路，得到真空镀膜过程中的基体温升。
[0007] 进一步，所述作为基体的淬火钢为两种，分别为具有高温回火温度的40CrNiMo和具有低温回火温度的GCr15，通过建立所述两种基体的回火转变参考系，可实现不同要求的钢质基体保持良好基体承载能力的镀膜工艺设计。
[0008] 本发明的表征方法可用于表征磁控溅射离子镀、多弧离子镀等技术镀膜过程中的基体温升，可用于进一步讨论基体温升随沉积工艺变化的一般规律。这一方法的突出优势在于可将实时测量真空镀膜过程中的基体温度转变为表征薄膜沉积结束后钢质基体的回火程度，难度大大降低，表征更为直观，同时，相较于传统测温方法，可行性和准确度大大提高。附图说明
[0009] 图1为淬火态40CrNiMo显微硬度随回火温度的变化曲线。
[0010] 图2为淬火态GCr15显微硬度随回火温度的变化曲线。
具体实施方式
[0011] 本发明的表征方法如图1和图2所示，分别建立淬火态40CrNiMo和淬火态GCr15基体的回火转变参考系，以此为基础，选用合适的淬火钢(与40CrNiMo、GCr15相对应，可选用其他具有高回火温度和低回火温度的钢质基体的淬火态)作为基体进行真空镀膜后测膜层与基体界面下方沿纵深方向的组织与性能变化，并采用等效对照的思路，得到真空镀膜过程中的基体温升。
[0012] 出现图1和图2变化趋势的原因，尤其是第一阶段显微硬度略有升高的原因，可以从淬-回火转变的本质出发进行解释。由金属热处理的基础理论可知，淬火钢，随温度升高，淬火组织将分别发生以下五个阶段的变化：在100℃左右及以下，此阶段填隙的碳原子可以在马氏体内进行缓慢的移动，发生马氏体中碳原子偏聚，也可称为时效阶段，此时由于淬火马氏体为过饱和固溶体，组织中有大量的亚结构，因此低温下位错马氏体的C、N原子短程扩散到位错线附近，孪晶马氏体的C、N原子短程扩散聚集到某一晶面，时效强化导致基体强硬度升高，故在回火温度小于110℃，基体显微硬度持续升高；100～250℃，马氏体开始分解，沉淀出具有密排六方结构的ε-碳化物，这一阶段转变完成后，钢的组织是由有一定过饱和度的α固溶体和与其有共格关系的ε-碳化物所组成的复相混合组织，称为回火马氏体，此时基体显微硬度开始降低，但是仍保持高的硬度水平；200～300℃，此阶段主要为淬火钢中原来没有完全转变的残留奥氏体发生分解，形成贝氏体组织，这一阶段的产物为回火马氏体和微量的下贝氏体组织，这一转变在中、高碳钢中比较明显；250～400℃，此阶段主要发生碳化物的析出和转变，亚稳碳化物将转变成为更加稳定的碳化物形式存在，此时基体显微硬度保持下降趋势；大于400℃时，α相状态发生变化，同时碳化物聚集长大，基体显微硬度持续下降。需要指出的是，这五个阶段是由温度区分的，但是并不是相互独立的。如在350～500℃这一温度区间，跨度两个阶段，此时淬火钢的组织转变产物为饱和的针状α相和细小粒状的渗碳体组成，这种组织称为回火屈氏体。回火屈氏体从形貌上来说仍保持原马氏体的形态，但模糊不清。在500～650℃这一温度区间，淬火钢的组织转变产物是由等轴状铁素体和均匀的球状碳化物混合的复相组织，称为回火索氏体，回火索氏体与回火屈氏体最大的区别是铁素体的形状差异。
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