郭腾
, 邢益彬
GUO Teng, XING Yibin
文献标识码: 0412-1961(2018)03-0463-07
通讯作者:
收稿日期: 2017-04-7
网络出版日期: 2018-03-20
版权声明: 2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介 郭 腾,女,1990年生,硕士生
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摘要
以淬火态40CrNiMoA为基材,研究了靶功率密度对“热影响区”升温幅度、区域尺度及镀层结构的影响规律。结果表明,随着靶功率密度从20.61 W/cm2提高到143.01 W/cm2,不仅与镀层比邻的基体温度从310 ℃升高到525 ℃、“热影响区”的尺度从0.37 mm增加到2.51 mm,而且纯Ti镀层的择优取向由(002)转变为(110),平均晶粒尺寸由9.9 nm增大至19.5 nm,表面粗糙度先减小后增大。同时,当基体温度大于300 ℃时,镀层的内应力随着晶格微观缺陷的消除而释放。
关键词：
Abstract
In the process of depositing coatings on the surface of metal substrates via ion plating, substrate temperature increases due to the bombardment of deposited particles and the heat radiation of discharge target, forming "heat affected zone" where substrate temperature gradually reduces from the surface. In this work, quenched 40CrNiMoA was prepared as substrate to discuss about the influence of target power density on the temperature rising range, region scale of "heat affected zone" and microstructure of Ti coating. The results show that the traditional metal heat treatment method can accurately characterize temperature rising range and region scale of "heat affected zone". And, with target power density increases from 20.61 W/cm2 to 143.01 W/cm2, substrate temperature ranges from 310 ℃ to 525 ℃, the region scale of "heat affected zone" reaches to 2.51 mm. Also, the preferential orientation of Ti coating changes from (002) to (110), the average grain size significantly increases from 9.9 nm to 19.5 nm, the surface roughness declines first and then increases slightly. In addition, the internal stress releases gradually for elimination of lattice defects when substrate temperature is above 300 ℃.
Keywords：
常用的机械零件,如刀具、模具、轴承、齿轮等,由于人们对其尺寸精度的要求日益严格,随之对其耐磨性的要求也越来越高。耐磨性的提高,可以通过优化热处理工艺制度或者进行梯度成分设计,如渗碳、渗氮等,提高钢材的硬度,以减少磨损;还可以采用表面改性的方法,通过沉积镀层达到“减磨延寿”的目的。可达到这一目的的镀层主要有2类：一类是TiN、TiC等硬质镀层,通过提高表面硬度来实现“减磨延寿”[1,2,3];另一类是类石墨碳膜(GLC)等减摩镀层,通过降低摩擦系数达到“减磨延寿”的目的。离子镀技术作为表面改性的方法之一,由于其具有沉积速率快、结合强度高、镀层致密等特点,且可以在金属、陶瓷、塑料等各种基材上沉积各种固体材料镀层,赋予表面所需的特殊性能[4],所以近几十年来飞速发展,在机械零件“减磨延寿”领域的应用也日趋广泛,其中,硬质镀层的制备,以多弧离子镀为主流技术[5,6,7],磁控溅射离子镀的使用也越来越广[8,9],而减摩镀层的制备则以磁控溅射离子镀为主。
无论是磁控溅射离子镀技术,还是多弧离子镀技术,在镀层沉积过程中,均会由于粒子轰击和靶面热辐射作用导致基体温度升高,并形成基体温度由表及里渐次降低的“热影响区”。显然,“热影响区”位于镀层与基体界面下方,是基体温度升高最明显的微区。基体温度升高主要有2方面的影响[10,11,12,13,14,15,16,17]：一方面可使镀料粒子的扩散和结合能力有所提高,镀层沉积速率增大,表面趋于光滑平整;同时也会使镀层内应力得到释放,结合强度提高。另一方面易使回火转变温度较低或者低熔点的材料发生软化、变形;并且,有利于镀层晶粒长大。由此可知,“热影响区”对基体的承载能力和镀层的组织结构有着显著影响,因此,本工作以淬火态40CrNiMoA为基材,研究了靶功率密度对“热影响区”升温幅度、区域尺度及镀层结构的影响规律。
实验采用非平衡闭合场磁控溅射系统,利用直流电源控制,分别在辉光放电区、辉弧放电过渡区、弧光放电区不同靶功率密度下各制备2、3、1组纯Ti镀层。平面磁控阴极靶材为纯度99.9%的Ti靶,尺寸为直径120 mm、厚度8 mm,弧源尺寸为直径100 mm、厚度8 mm。靶功率密度定义为靶功率与放电面积的比值,靶材的放电面积是由刻蚀环面积测量得到。实验基片选取P型(100)Si片和淬火态40CrNiMoA。淬火态40CrNiMoA规格为直径40 mm、厚度4 mm,硬度约596.46 HV0.981,使用前钢片经预磨、抛光,并与Si片通过丙酮和酒精各清洗20 min,后用N2吹干并放置于真空腔内。其中,Si片用于观察镀层的微观结构、沉积形貌、内应力,淬火态40CrNiMoA用于检测基体的显微硬度分布和组织转变。
镀层沉积过程持续120 min。前30 min利用Ar+对靶材和基体表面进行刻蚀和清洗,离子刻蚀过程Ti靶电流为0.3 A,基体偏压-400 V;之后20 min沉积过渡层,Ti靶电流由0.3 A逐渐提高至工作电流1.5、4.5、7.5、9、10.5 A和弧电流250 A,对应的Ti靶功率密度分别为20.61、67.07、97.50、129.78、130.01和143.01 W/cm2,基体偏压降至-120 V;最后70 min沉积工作层,此时靶电流保持不变,基体偏压为-90 V。Ar流量90 mL/min,真空室压力0.5 Pa。
实验采用7000S型X射线衍射仪(XRD)对镀层微观结构进行表征,测试方法为薄膜法;采用D8 Advanced型(XRD)对镀层内应力进行表征,测试方法为同倾法;采用JSM-6700F型扫描电子显微镜(SEM)观察镀层沉积形貌;采用HVT-1000显微硬度计表征钢质基体截面的显微硬度分布;采用金相显微镜(OM)表征钢质基体截面的组织转变。其中,对基体组织与性能的检测主要是为了表征“热影响区”。由于“热影响区”基体温度由表及里渐次降低,因此很难用传统的测温方法,如热电偶或者红外测温准确获得,且误差难以估量,因此,实验以经典的金属热处理中的淬-回火理论为基础,以淬火态40CrNiMoA为研究对象,以基材的回火转变程度表征“热影响区”,尤其是“热影响区”的基体温度。具体的实施过程是：首先,在50~550 ℃温度区间内,每20 ℃为一个节点,建立淬火态40CrNiMoA显微硬度随回火温度的变化曲线,如图1所示;其次,同样用淬火态40CrNiMoA在不同Ti靶功率密度下进行镀层沉积,沉积结束,测镀层与基体界面下方沿纵深方向的显微硬度分布;再次,将显微硬度分布与图1对照,并与基体的组织转变相互佐证,得到基体温度分布;最后,归纳得到“热影响区”的升温幅度和区域尺度等信息,讨论“热影响区”随Ti靶功率密度的演变规律。这一表征方法的核心思路是等效对照,值得注意的是,相较于传统的回火处理,镀层沉积过程中淬火钢的回火转变缺少保温过程,这也可能导致回火转变存在一定程度的延迟和不均匀,因此对基体沿纵深方向进行了微区划分,尽可能地细化了显微硬度的测量,有效地控制了误差。
图1 淬火态40CrNiMoA显微硬度随回火温度的变化
Fig.1 Variation of micro-hardness of quenched 40CrNiMoA with tempering temperature
对粒子轰击效应、靶面热辐射有影响的工艺参数,诸如靶功率、基体偏压、工作气压、靶基距等,均不同程度地影响“热影响区”的演变。其中,只有靶功率或者靶功率密度影响粒子能量和数量、离子能量和数量、靶面温度、放电面积等多种因素,从而既影响粒子轰击效应,又影响靶面热辐射,所以,靶功率或者靶功率密度是“热影响区”演变的决定性因素。
图2为不同靶功率密度下镀层与基体界面下方沿纵深方向的显微硬度分布。由图可知,同一靶功率密度下,基体沿纵深方向的显微硬度分布呈现先直线增大,之后缓慢增大,最后保持平稳的趋势。靶功率密度逐渐增大,显微硬度分布整体下降,并且,当靶功率密度为143.01 W/cm2时,比邻镀层的基体显微硬度小于使用态显微硬度,出现基体软化。基体软化将削弱基体对镀层的承载能力,因此需要避免。
图2 不同靶功率密度下镀层与基体界面下方沿纵深方向的显微硬度分布
Fig.2 Microhardness distributions along the depth direction of the interface between coating and substrate under different target power densities
图3为不同靶功率密度下比邻镀层的基体组织形貌。由图可知,随着靶功率密度增大,基体组织形貌由靶功率密度为20.61和67.07 W/cm2时针状铁素体与细小碳化物颗粒的机械混合物,逐渐转变为多边形状铁素体与弥散碳化物颗粒的机械混合物,其中,铁素体形状的改变可以明显看出,而碳化物颗粒在光学显微镜(OM)中较难分辨出来,说明组织形貌由回火屈氏体转变为回火索氏体,比邻镀层的基体由中温回火向高温回火转变。
图3 不同靶功率密度下比邻镀层的基体组织形貌
Fig.3 Substrate organizations adjacent to the coatings under different target power densities
将图2和3与淬火态40CrNiMoA回火转变的组织和性能对照,得到不同靶功率密度下淬火态40CrNiMoA基体沿纵深方向的温度分布,如图4所示。由图可知,同一靶功率密度下,基体温度呈现由表及里渐次降低的趋势。同时,比邻镀层的基体表面受强的粒子轰击和靶面热辐射作用导致温度升高,气氛的热传导引起基体背面温度升高,基体内部依靠表面向心部的热传导和背面向心部的热传导共同作用出现温升,当背面向心部的热传导与表面向心部的热传导达到热平衡,在基体纵深方向一定深度以后基体温度维持稳定,这一深度值即“热影响区”的尺度。靶功率密度分别为20.61、67.07、97.50、129.78、130.01和143.01 W/cm2时,“热影响区”的尺度分别为0.37、0.48、0.68、1.10、1.81和2.51 mm,分别占基体厚度的9%、12%、17%、27%、45%和63%。
随着靶功率密度的增大,基体温度分布整体升高。比邻镀层的基体温度最高,称为“热影响区”的基体温升极限,不同靶功率密度下的基体温升极限见表1。靶功率密度从20.61 W/cm2提高到143.01 W/cm2,不但显著提高了靶材放电过程中镀料粒子的数量和能量,尤其是其中离子的数量和能量,大大地增强了粒子轰击效应,而且促进了靶面温度的升高和放电面积的增大,增强了靶面对基体的热辐射作用,因此比邻镀层的基体温度明显增大,“热影响区”的基体温升极限从310 ℃升高到525 ℃,超过了钢质基体的高温回火温度,因而出现了基体软化现象。
由表1可知,随着靶功率密度的增大,基体温升极限呈现单调递增趋势,内应力(σ)出现先减小再略有增大的变化规律,负号代表内应力为压应力。离子镀技术镀层沉积结束后样品冷却过程中,由于基体与镀层冷却速率不同,镀层降温较快,基体冷却较慢,因而基体继续冷却、继续收缩时受到镀层的阻碍,因而镀层表现为压应力,并且,由于粒子轰击效应,镀层压应力水平较高[18,19]。内应力数值的变化受到本征应力和热应力的共同影响。其中,本征应力主要由镀层沉积过程决定,晶格失配、杂质介入、晶格重构等缺陷的增多会导致本征应力的增大;热应力主要受镀层与基体热膨胀系数差异的影响[20]。靶功率密度增大,基体温度升高,温升促进了镀料粒子的热扩散和晶格的热振动,可消除镀层微观结构的不均匀,释放微观晶格上的缺陷,使本征应力减小,但是,温升也会导致热应力的增大。基体温升大于 300 ℃对内应力有松弛效应,内应力开始减小,达到400 ℃,内应力很大程度得到释放,说明靶功率密度小于130.01 W/cm2时,镀层本征应力的减小占主导作用,之后,热应力的增大占主导作用,内应力略有增大。
图4 不同靶功率密度下镀层与基体界面下方沿纵深方向的温度分布
Fig.4 Temperature distributions along the depth direction of the interface between coating and substrate under different target power densities
表1 不同靶功率密度下比邻镀层的基体温度和镀层内应力
Table 1 The substrate temperatures adjacent to the coatings and internal stresses of coatings under different target power densities
| PA / (Wcm-2) | Microhardness / MPa | T / ℃ | σ / GPa |
|---|---|---|---|
| 20.61 | 512 | 310 | -2.2 |
| 67.07 | 468 | 380 | -1.0 |
| 97.50 | 422 | 445 | -0.6 |
| 129.78 | 404 | 465 | -0.5 |
| 130.01 | 385 | 500 | -0.6 |
| 143.01 | 355 | 525 | -0.9 |
图5为不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的XRD谱。由图可知,镀层以多晶生长为主,靶功率密度为20.61 W/cm2时,衍射峰数目少、强度低且呈现“小鼓包”形态,靶功率密度较高时,衍射峰数目增多、强度明显提高且逐渐锐化。通过与金属Ti的标准PDF卡片(44#1294)对照可知,纯金属Ti镀层均表现出典型的hcp-α相结构。由于不同靶功率密度下镀层均有不止一个生长方向,为了评估镀层沿某一晶面择优生长的程度,引入晶面的织构系数TC(hkl)[21],其定义为：某一晶面的相对衍射强度与各个晶面相对衍射强度的总和之比。同时,利用Scherrer公式计算不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的平均晶粒尺寸。具体计算结果如表2所示。
表2 不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的织构系数和平均晶粒尺寸
Table 2 The texture coefficients and average grain sizes of Ti coatings under different target power densities
| PA / (Wcm-2) | TC(100) | TC(002) | TC(101) | TC(102) | TC(110) | TC(103) | TC(112) | D / nm |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 20.61 | 0.095 | 0.483 | 0.055 | 0.194 | - | 0.172 | - | 9.9 |
| 67.07 | 0.134 | 0.071 | 0.106 | 0.086 | 0.366 | 0.086 | 0.152 | 14.8 |
| 97.50 | 0.090 | 0.077 | 0.098 | 0.096 | 0.418 | 0.081 | 0.139 | 15.7 |
| 129.78 | 0.108 | 0.088 | 0.102 | 0.085 | 0.403 | 0.076 | 0.139 | 16.3 |
| 130.01 | 0.147 | 0.099 | 0.098 | 0.089 | 0.342 | 0.105 | 0.120 | 16.5 |
| 143.01 | 0.217 | 0.085 | 0.137 | 0.162 | 0.164 | - | 0.234 | 19.5 |
根据TC(hkl)的大小判定,若各晶面的TC(hkl)大小相同或者相近,那么镀层生长取向就是无序的;若某个晶面的TC(hkl)大于平均值1/n (n为衍射峰数目)时,那么镀层沿该晶面择优生长,TC(hkl)越大,表明沿该晶面的择优程度越高。由表2可知,镀层择优取向随靶功率密度增大而明显改变。靶功率密度为20.61 W/cm2时,气体放电处于辉光区时,受低碰撞脱靶产额和低能量碰撞传递系数的限制,沉积粒子脱靶时具有较小的能量和密度,较低的沉积速率能够给予原子足够的扩散时间,利于镀层向自由能最低的(002)晶面择优生长;之后靶功率密度在67.07~130.01 W/cm2范围内,高能量的沉积条件,有利于具有高能量势垒、密堆积特性的晶面生长,镀层择优取向转变为(110)晶面;靶功率密度为143.01 W/cm2时,高功率的沉积条件,促进了基体温升,提高了镀层的热应力,因而镀层同时沿弹性应变能较低[22]的(112)和(100)晶面生长。
随着靶功率密度的增大,基体温度升高,基体温升一方面利于提高镀料粒子的活性,促进粒子扩散和结合,另一方面有利于晶粒长大,两者相竞争,而高功率、高能量的沉积条件,基体升温幅度大,最终晶粒长大占主导作用,镀层的平均晶粒尺寸由9.9 nm增大到19.5 nm。其中,靶功率密度在97.50~130.01 W/cm2范围内为辉弧过渡区间,此时,急剧增多的高能粒子对镀层有轰击作用,根据Ti镀层先层状生长再岛状生长的模型[23,24],粒子轰击增加了沉积表面的缺陷,促进形核[25,26],因而平均晶粒尺寸单调增大受到抑制。
图5 不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的XRD谱
Fig.5 XRD patterns of Ti coatings under different target power densities
图6为不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的表面形貌。由图可知,靶功率密度为20.61 W/cm2时,镀层表面以圆形颗粒为主,颗粒均匀、堆叠紧密,未出现明显空洞;靶功率密度在67.07~130.01 W/cm2范围内,镀层呈现细条状颗粒,且堆积时填充较好,此时镀层表面颗粒尺寸较前一阶段有明显增大,但是由于这一阶段平均晶粒尺寸增大受到抑制,因此,4组样品之间表面颗粒尺寸差异不大;靶功率密度为143.01 W/cm2时,靶材为弧光放电,易在靶面上产生微区熔池,微区熔池喷溅导致镀层表面有熔融态的金属液滴,从图6f看出,金属液滴的尺寸为1~2 μm,金属液滴的存在使得镀层表面出现明显的凹凸起伏,严重影响了镀层质量。同时,靶功率密度在20.61~97.50 W/cm2范围变化时,沉积速率较低,此时基体温度升高,促进了镀料粒子的扩散,有利于镀层致密化,表面更加光滑平整,表面粗糙度降低[27],靶功率密度在97.50~143.01 W/cm2范围内时,沉积速率较前一阶段明显增大,粒子轰击导致沉积表面缺陷增多,表面粗糙度略有增大。
图6 不同靶功率密度下纯金属Ti镀层的表面形貌
Fig.6 Surface morphologies of Ti coatings under different target power densities
(1) 提出利用金属热处理的淬-回火转变对“热影响区”基体温度分布、升温幅度、区域尺度进行准确表征,并借助此方法研究“热影响区”随靶功率密度的演变。
(2) 随着靶功率密度从20.61 W/cm2提高到143.01 W/cm2,与镀层比邻的基体温度从310 ℃升高到525 ℃,达到高温回火温度,基体开始软化;“热影响区”的尺度从0.37 mm增加到2.51 mm。随“热影响区”的演变,纯Ti镀层的择优取向由(002)转变为(110),平均晶粒尺寸由9.9 nm增大至19.5 nm,表面粗糙度先减小后增大;同时,当基体温升大于300 ℃,镀层的内应力随着晶格微观缺陷的消除而释放。
(3) 对于具有高的回火温度的40CrNiMoA基体,靶功率密度为97.50 W/cm2时,未出现基体软化,且此时,气体放电处于辉弧过渡区间,镀层平均晶粒尺寸的增大受到抑制,致密度较高,表面粗糙度最小,实现了基体承载能力和镀层组织结构的良好配合。
The authors have declared that no competing interests exist.
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