不锈钢表面氮化dlc涂层复合改性研究

Stay on nitriding/coating composite modification of stainless steel
by plasma-enhanced arc ion plating
Abstract
Since stainless steel was invented by the English metallurgist Henry Blair during the First World War,it became one of the most popular green material for its advantages,such as the long serving life,the low life cycle cost,recyclable material and the pleasing appearance. Now it has been widely used in every area.
Recently aerospace industry,marine machineries and energy industry have developed rapidly,so stainless steel need to have better performance,especially its wear-friction properties.The experiment was operated in the arc ion plating system,1Cr17Ni2martensitic stainless steel and18-8model304austenitic stainless steel were performed surface plasma nitriding by a wire reinforced plasma,the surface morphology,composition,phase structure and mechanical properties of nitrided sample were characterized and analysised,expect to get gradually reinforced surface y the foundation for the further reinforcing.Then the DLC coating was deposited using the carbon target in the arc ion plating system to get the modified layer with high hardness and low friction coefficient to improve the surface overall properties.
At first,1Cr17Ni2martensitic stainless steel was performed surface plasma nitriding by a wire reinforced plasma in the arc ion plating system.The surface morphology,composition, phase structure and mechanical properties of nitrided sample were characterized and analysised.The results showed the surface hardness of the nitrided stainless steel sample improved from3.67GPa to9.25GPa,and kept above7.32GPa at the depth range below50μm,which was attributed to the formation of new phases such as CrN and Fe2N.While compared to the substrate,the friction coefficient of nitrided sample only decreased from1.1 to0.9,failed to get the expected tribological behavior;the nitrided304austenitic stainless steel also has the reinforced properties,the surface hardness of the nitrided stainless steel sample improved from3.67GPa to6.13GPa,kept above5.32GPa at the depth range below 30μm,the surface friction coefficient only decreased from1.1to0.8,failed to get the expected tribological behavior,either.
Then,on the basic of nitrided pretreatment,the DLC coating was deposited on the two kinds of stainless steel using the carbon target in the arc ion plating system.The results
showed when the composite treatment was conducted,high quality DLC coating with a thickness of1.5μm was successfully synthesized.The nitrided pretreatment made the surface hardness improve gradually,the hardness further increased to17.06GPa and the friction coefficient significantly reduced to0.09,obtained obvious results on strength and friction-reducing properties;so the same as304austenitic stainless steel,the surface hardness improved gradually at the depth range below31.5μm,improved from3.64GPa to5.31GPa and then to15.83GPa,the friction coefficient significantly reduced to0.08,obtain the desired properties.
Key Words：stainless steel;surface modification;arc ion plating;plasma enhanced;
nitriding/DLC coating composite modification
目录
摘要 (II)
Abstract (III)
1绪论 (1)
1.1不锈钢分类及应用 (1)
1.2不锈钢表面改性研究现状 (3)
1.3论文研究内容及意义 (7)
2实验设备及表征方法 (11)
2.1实验设备及方法 (11)
2.2表征方法 (13)
2.2.1X射线衍射结构分析 (13)
2.2.2扫描电镜形貌分析 (13)
2.2.3电子探针成分分析 (14)
2.2.4拉曼光谱成分分析 (15)
2.2.5努氏表面显微硬度分析 (16)
2.2.6摩擦磨损试验机摩擦性能分析 (16)
31Cr17Ni2马氏体不锈钢表面氮化/DLC涂层复合改性研究 (17)
3.11Cr17Ni2马氏体不锈钢氮化处理研究 (17)
3.1.1氮化处理表面SEM形貌 (18)
3.1.2氮化处理表面XRD相结构 (19)
3.1.3氮化处理表面EPMA成分 (20)
3.1.4氮化处理表面力学性能 (22)
3.21Cr17Ni2马氏体不锈钢氮化/DLC涂层复合处理研究 (24)
3.2.1氮化/DLC复合处理表面SEM形貌 (25)
3.2.2氮化/DLC复合处理表面拉曼光谱分析 (26)
3.2.3氮化/DLC复合处理表面力学性能 (27)
3.3小结 (27)
4304奥氏体不锈钢表面氮化/DLC涂层复合改性研究 (29)
4.1304奥氏体不锈钢表面氮化处理研究 (29)
4.1.1氮化处理表面SEM形貌 (30)
4.1.2氮化处理表面XRD相结构 (31)
4.1.3氮化处理EPMA成分 (32)
4.1.4氮化处理表面力学性能 (33)
4.2304奥氏体不锈钢表面氮化/DLC涂层复合改性研究 (35)
4.2.1氮化/DLC涂层复合改性表面SEM形貌 (36)
4.2.2氮化/DLC涂层复合改性表面拉曼光谱分析 (37)
4.2.3氮化/DLC涂层复合改性表面力学性能 (38)
4.3小结 (38)
结论 (40)
展望 (41)
参考文献 (42)
攻读硕士学位期间发表学术论文情况 (46)
致谢 (47)
(48)
1绪论
当前，人们正面临着信息化和科技化的时代，坚持社会可持续发展是这个时代的重大责任。

而不锈钢由于其使用寿命长，寿命周期成本低，可循环利用，外观优美赏心悦目等优点，成为人类应用最广的绿色环保金属材料[1]。

我国经济的发展对不锈钢的需求非常之大，不锈钢的生产能力也是非常大[2]。

近年来，随着海洋、航空航天、能源等行业的快速发展，不锈钢材料作为其中应用最为广泛的材料之一，其综合性能已经不能满足行业日益增长的需求，尤其是在表面耐磨减摩方面。

因此对于不锈钢材料的表面改性势在必行[3]。

目前应用最为广泛的表面手段为表面涂层技术，其中等离子体技术由于其化学活性高、能够和电磁场产生相互作用等特点，在表面强化领域获得了非常广泛的应用，可以显著地降低处理温度、加快处理速度、提高处理质量、增强强化效果、降低处理成本、延长零部件使用寿命。

其中占据最重要地位的分别为化学气相沉积和物理气相沉积[4]。

物理气相沉积中的电弧离子镀技术由于其沉积效率高、薄膜沉积均匀等特点在表面强化领域被广泛应用[5]。

尽管电弧离子镀技术有如此多的优点，但是在工业需求日益增长的今天仍然有许多不足之处暴露出来，其中由于薄膜与基体的性能差异过大而产生的“蛋壳效应”是制约薄膜应用的重要因素。

另外制备出高强度、高润滑性的薄膜也是电弧离子镀技术需要解决的难点[6]，解决此问题对于不锈钢今后的应用十分重要。

1.1不锈钢分类及应用
不锈钢于20世纪初被著名冶金科学家亨利·布雷尔利发明出来，是不锈钢与耐酸钢的统称，因其拥有不错的力学性能和优越的耐腐蚀性能，其使用寿命长，寿命周期成本低，可循环利用，外观优美赏心悦目等优点，故而成为当前应用最为广泛的绿色环保金属材料，近年来于航空航天、船用机械、能源行业有广泛应用。

早期不锈钢不生锈的这种现象让人们很诧异，然而经过长时间的研究与实验，人们完全了解了其中的原理：在一定范围内钢中含铬的含量越高，钢的耐蚀性就越好，在钢中含铬量≥12%后，在大气中耐蚀性有一个质的变化，钢由不耐蚀变为耐腐蚀，而且不生锈。

人们把钢从不耐腐蚀到耐腐蚀，从生锈变为不生锈，称为活化过渡到钝化，从活化态变成了钝化态。

通过研究得出，当铬元素含量超过12%时，钢表面会自动形成一种很薄的无色、透明且光滑的一层富铬的氧化物膜，钢中的铬元素的这种易形成氧化物的特性给予了钢耐蚀的结果。

这层钝化膜非常稳定，而且是连续的、没有缝隙、难以溶解、质地坚硬且很难脱落的一种氢氧化物，即使在使用中受到破坏还可很快自
行修复。

研究证明，含铬不锈钢的钝化膜具有双层结构，外层的成分是氢氧化物或盐酸，内层为含有大量铬元素的氧化物膜。

而且钢中含铬元素的量增加后，钝化膜的晶体形态会由晶态转变为非晶态。

非晶态更容易使铬元素聚集，原因是其中缺陷较低，结构更加均匀，故而比一般晶态膜拥有更高的强度和优越的耐腐蚀性。

由于不锈钢存在很多种，为了便于区分，我们会对不锈钢进行分类，使用最广泛的分类方法是依据钢的组织结构特点，分为马氏体不锈钢、铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢[7]。

马氏体不锈钢含铬量≥11.5%，最高不超过18%，其含碳量随着钢中铬元素的含量变化，通常在0.1%到1.0%范围内，热处理可改变其性能，其高温下为奥氏体，淬火后室温下是马氏体。

由于存在片层状的高碳马氏体和碳化物，因此其强度与硬度都很不错，耐腐蚀性较低，然而在一些特定条件下抗腐蚀效果仍然出色。

因此该钢种在化学、航空工业以及一些精密仪器领域有广泛的应用[8]。

铁素体不锈钢是一类具有体心立方机构的不锈钢，其铬元素最低存在11%，而最高可到达32%，含C量低于0.2%，在高温和室温状态下，以铁素体组织为主，因此难以热处理的方式改变其性能[9]。

铁素体不锈钢的冷加工硬化倾向较低、耐全面腐蚀和耐各种局部腐蚀的性能很好、保温性出众，因此在食品行业，管道热交换器和化工容器方面有很好的应用[10,11]。

然而仍然存在一些缺陷：三个脆性区域的存在、脆性转变温度高且室温下韧性低、冷成型性能有待改善[12]。

目前，随着二次精炼技术的发展，这些缺点也在逐渐地被克服，应用范围也变得更加广阔，是一种具有很大发展潜力的不锈钢。

奥氏体不锈钢的铬元素含量为12~25%，镍元素含量为8~30%，在室温和高温状态下均是奥氏体组织，故而加热时组织稳定，不能通过淬火强化。

奥氏体不锈钢由于其历史较为悠久和耐蚀性能较优秀，在各个领域都有十分广泛的应用。

在除盐酸外的其它酸中都拥有很好的耐蚀性，因此在化工行业中应用十分普遍。

除此之外，在石油、造纸、合成树脂、能源、食品和医疗行业中也有相当多的应用[13]。

然而，其在氯离子的氛围下较容易被腐蚀的特点，限制了它的应用范围[14]。

不锈钢应用如此之广泛原因是它具有许多优异的性能。

其中最突出、最重要的就是耐腐蚀的性能，此外，其力学性能、物理性能以及高温性能等也有很大独特之处[15]。

金属发生腐蚀是常见的现象，它会显著降低金属的强度、塑性和韧性等力学性能，改变金属的电学和光学等物理性能，缩短其使用寿命，甚至造成灾难性事故，产生巨大的经济损失。

而不锈钢的耐蚀性的获得与其中一种重要的合金元素—铬密切相关，铬是铁素体形成元素，是不锈钢获得耐腐蚀性能的最基本的元素，
因而不锈钢中都含有一定数量的铬。

铬不锈钢在氧化性介质中很快生成一层氧化膜，阻止金属基体继续腐蚀破坏。

铬不锈钢在氧化性介质中的耐腐蚀能力随铬含量的增加而提高，铬含量达13%左右时，耐腐蚀能力发生跃进式突变。

因此不锈钢的铬含量一般都在13%以上。

含铬量13%以下的不锈钢，只有在腐蚀不强烈的情况下使用。

在非氧化性介质（如硫酸、盐酸等）中，单靠铬是不行的，还必须添加在这种介质中能够起钝化作用的镍、钼、铜等。

不锈钢同样拥有优越的力学性能，而不同种不锈钢也因为其化学成分的差异，造成了强度和韧性特性的不同。

奥氏体不锈钢含碳量低，强度低；钢的塑性和韧性很好；其高温下的强度较好，力学性能不易通过热处理的办法改变。

铁素体不锈钢的力学性能同样难以通过热处理的方法改变其力学性能，其强度一般较低，其高温强度在各类不锈钢中是最低的，但对热疲劳的抗力最强。

马氏体不锈钢可以通过选择牌号及热处理条件来得到较大范围的力学性能提升，通过淬火处理可以显著提高表面硬度[16]。

不锈钢在高温下的力学性能和耐蚀性能同样是其重要的特点。

高温力学性能是指材料的蠕变强度、持久强度、疲劳强度以及松弛性能。

高温耐腐蚀性能指的是材料高温下抵抗氧化、硫化、氮化、碳化、氢腐蚀、热腐蚀等情况的能力[17]。

在航空航天设计中一些需要在高温条件下服役的关键零件，常常需要用不锈钢作为其材料；，尽管如此，随着处于高温条件下的时间和温度变化，不锈钢有可能发生变软，碳化物沉淀或变脆的倾向[18]。

奥氏体不锈钢更适合在有水蒸气温度更高的情况下使用。

而因为其较好的热稳定性，即使温度降下来仍不会出现变脆的倾向。

然而在更高一些的温度条件下却有可能因为有碳化物沉淀的产生，使其韧性降低，有可能出现晶间腐蚀。

马氏体不锈钢当温度超过其初始的回火温度时，会有硬度降低的现象发生。

铁素体不锈钢处于300到600摄氏度的条件下太长时间，也会发生硬度降低的现象，Cr含量超过12%的马氏体不锈钢也会发生这种现象。

这种现象称为475℃脆性。

除此以外，如果温度不断地周期性地变化，也会通过影响热应力来对钢的疲劳性能产生影响。

而随着近年来制造业飞速发展，对于材料的综合性能也有了更多的需求，尤其是在材料表面强度、耐磨性和耐腐蚀性这些材料表面改性方面。

因此对于不锈钢的表面改性也成为今后研究重点[19]。

1.2不锈钢表面改性研究现状
对于不锈钢，目前应用最多的表面改性方法分为化学热处理和表面涂层技术。

其中表面涂层技术是目前发展最快的技术之一，它在制备许多功能性涂层方面有很大的优势，也可用作各种装饰涂层。

表面涂层技术目前主要包括化学气相沉积和物理气相沉积[20]。

化学气相沉积是种用于制备薄膜的气相生长方法，将一种或几种包含薄膜成分元素的化合物、单质气体通入装有基体的腔室内，通过腔室内气相化学反应在基体表面上沉积所需的薄膜。

按照参与此过程反应气体活化手段，可分为普通化学气相沉积、光化学气相沉积和等离子体增强化学气相沉积。

其中等离子体增强化学气相沉积这项技术正获得越来越广泛的应用，特别是在电子行业。

等离子体增强化学气相沉积是利用低压辉光放电等离子体来提供能量，将样品放在可以进行低气压辉光放电的阴极极板上，利用辉光放电将样品加热到设定的温度，之后将反应气体以一定的速率通进腔室内，在腔室内经过一些化学反应和等离子体反应，所需的固态薄膜便沉积到了样品上。

然后通入适量的反应气体，气体经一系列化学反应和等离子反应，在样品表面形成固态薄膜。

相比于常规CVD，PECVD具有沉积温度低、沉积速率高、膜层均匀性好、应用范围广、对基体表面清洗效果好和可以与等离子渗氮工艺结合等优点。

按照提供能量的方式可将其分为直流辉光放电、射频放电和微波等离子体放电[21]。

物理气相沉积是将含有薄膜材料成分的靶材通过物理方式转化为气相粒子，然后沉积在基片表面的一类薄膜制备技术。

物理气相沉积技术主要包括：真空蒸发沉积、溅射沉积和离子镀技术等，其中一部分在实施过程中利用了等离子体，如溅射沉积、真空电弧沉积、离子镀等，统称为等离子体辅助物理气相沉积。

其中又属溅射沉积和离子镀技术使用得最多[22]。

溅射沉积通过气体辉光放电生成等离子体，其中的正离子受电场加速，飞向阴极，和阴极发生碰撞。

带有一定能量的粒子和固体表面发生碰撞，会发生多种现象，包括化学反应、沉积、溅射、注入等。

荷能粒子究竟在固体表面产生沉积，溅射还是注入现象，与很多因素有关，其中一个最重要的影响因素是入射粒子的能量。

通常用单个入射粒子溅射出的原子数值表示溅射现象发生的难易程度，叫作溅射率，亦称为溅射产额。

假如入射原子的能量不足，便不能使溅射现象发生，此时入射粒子仅仅是浮在固体表面上，并不存在较强的结合力。

因此只有当入射粒子能量达到一定值时，粒子才能沉积到基体表面，大部分金属的溅射能量阀值为20到40电子伏。

一旦超过这一临界值，溅射产额迅速提升，最高可达到数千电子伏。

随后溅射率降低，入射粒子能量达到数万电子伏，入射粒子便是注入为主了[23]。

溅射沉积薄膜的形成包括三个过程：靶材原子的溅射、溅射原子的输运、溅射原子在基体上沉积成膜[24]。

关于溅射过程的基本原理，很早就提出了动量传输原理，后来被局部高温热蒸发理论所排挤。

直到20世纪90年代，由于溅射过程中的很多现象用局部高温热蒸发理论无法解释，但动量传输原理却能给出很好的解释，对这一过程的认识才基本统一到动量传输原理。

动量传输原理基本假设是，溅射过程中入射粒子和靶材原子的发生弹性碰撞。

入射的荷能粒子打到靶材表面，通过撞击将能量传给靶材表面的原子，表面获得动量的原子再和靶材内部的原子发生弹性碰撞，将动量向内部原子传递。

之后又有一些后续的次级碰撞，其运动方向在不断变化。

当其中某一个处于浅表面的靶材原子获得的动量方向指向靶材表面并且它的能量足够克服表面势垒，就会逸出靶材表面，成为溅射原子[25]。

溅射原子脱离靶材表面后，沿直线飞向预备的基体表面。

如果在飞行过程中和其他原子或离子相碰撞，就有可能改变飞行方向，或发生凝聚。

溅射沉积过程要在真空中进行，一方面是因为溅射所依赖的辉光放电过程需要真空环境，另一方面也是为了避免气体原子碰撞妨碍溅射原子到达基体表面。

当真空度很高的时候粒子间的碰撞更难发生，因此粒子的平均自由程更大，与残余气体原子碰撞的可能性更小，溅射原子基本上是从靶材沿直线前进到达基体表面的。

真空度较低的情况下，溅射出的原子会与残余气体分子发生碰撞而改变运动轨迹，溅射原子频繁碰撞会相互凝聚为微粒，则沉积过程无法进行。

通常情况下溅射沉积时的真空度为0.1到10Pa，相应粒子平均自由程为1到100mm。

靶材和工件的距离在这
个尺度范围内，会有比较好的沉积效果。

溅射原子的能量通常为10eV。

携带能
量的溅射原子和样品碰撞后，大部分会失去能量而沉积在样品上。

沉积到样品上的溅射原子经过表面扩散、凝聚、形核和长大形成薄膜。

实验参数的变化，可以改变薄膜的晶体结构，呈现非晶态、微晶态或晶态。

和蒸发沉积比较，溅射沉积具有的优点为：可制备薄膜的材料种类更多；溅射沉积得到的薄膜同基体的结合力更强、薄膜的纯度和致密性更加优良；工艺可重复性好，膜厚可控制；可以在大面积基体表面获得厚度均匀的薄膜。

然而与蒸发沉积相比，溅射沉积仍然存在沉积速度慢的缺陷。

特别是直流溅射，其成膜速度比真空蒸发沉积成膜速度低一个数量级，使溅射镀膜很长一段时间难以实现工业化规模生产。

溅射沉积依据靶材上所加电压的形式细分成直流溅射和射频溅射；根据是否外加磁场分为磁控溅射和非磁控溅射。

其中直流溅射又包括二级溅射、三级溅射、四级溅射[26]。

离子镀，又称为离子辅助沉积，是指在薄膜沉积过程中，基体表面以及生长中的薄膜受到荷能粒子流连续的或周期性的轰击，从而使薄膜生长过程和薄膜的性能发生改变的这一过程。

在各种PVD方法中，真空蒸发粒子的能量最低（为10-1 eV），真空蒸发沉积的薄膜结合强度也最低，质量也最差。

溅射粒子的能量比蒸发粒子的能量高得多（为10eV），溅射沉积薄膜的结合强度和质量也优于蒸发沉积薄膜。

为了进一步提高膜基结合力、改善薄膜性能，希望进一步提高沉积粒子的能量。

蒸发和溅射产生的粒子都是中性粒子，无法进一步加速。

要提高沉积粒
子的能量，需要沉积的粒子是带有电荷的离子，这样就可以利用电场对粒子进行加速，从而获得高能量沉积粒子。

离子镀的概念最早出现在1964年，最初的作用主要是提高物理气相沉积薄膜的结合力，随后人们发现荷能粒子流的轰击不仅可以提高薄膜的结合力，而且可以提高薄膜致密性，甚至可以使反应中的化学反应活性增加。

在等离子体离子镀过程中，基体上加负偏压，等离子体中的正离子在电场作用下加速，轰击到基体表面。

为了加速离子，样品台上加有一定幅值的偏压。

镀前将腔室抽至高真空，然后通入氩气，启动高压电源，则蒸发源与基体间发生辉光放电，建立等离子体。

在负辉光区周围的Ar+进入基体阴极暗区在电场的加速
下撞击工件表面，当阴极位降足够大时，氩离子的溅射作用可以起到对基体表面清洗的效果。

经过一段时间的溅射清洗去除基体表面杂质后，接通电源使靶材汽化蒸发，蒸发出的靶材原子进入等离子区后，通过与离化的或被激发的氩原子碰撞，部分靶材原子产生电离，而大部分处于激发态。

靶材离子同气体离子共同受到电场加速，以十分高的动能轰击样品表面，同中性原子或原子团共同形成镀层。

按照沉积气相材料的手段，可分为真空蒸发离子镀、溅射离子镀、真空电弧离子镀等[27]。

真空电弧离子镀是目前应用最为广泛的表面涂层方法，真空电弧是在真空环境低电压、大电流放电生成的等离子体，在汽化被镀材料的同时还可以使被镀材料电离，即同时起到蒸发源和离化源的作用。

多数情况下产生等离子体的金属蒸汽来自融化的阴极。

此时电弧在阴极表面集中在很多个直径为1~10μm的点上，这些点上的电流密度高达104~106A/cm2，温度极高，称为阴极斑点。

阴极斑点在阴极表面会做随机的快速移动。

阴极斑点高温可以使靶材瞬间汽化进入电弧空间。

因此，有时也会把真空电弧沉积称为阴极弧沉积。

真空电弧可以工作在直流模式下，也可以工作在脉冲模式下。

直流模式电流下限受限于电弧维持稳定燃烧的最小电流，而电流上限则取决于阴极的冷却系统的设计。

通常直流模式下电流为30~100A。

脉冲模式下，脉冲电流可达5000A。

真空电弧离子镀的优点有被沉积材料的离化率非常高、可沉积任何导电材料、被沉积材料的离子在沉积前可以通过电场加速到具有很高的能量、相比于反应溅射沉积阴极表面中毒现象轻得多等。

然而其存在的最令人困扰的问题是薄膜表面的大颗粒污染问题。

大颗粒在阴极表面生成，是由于在阴极斑点处高功率密度。

电弧放电电流集中在阴极表面，造成了局部非静态相当高的电流密度，称为阴极斑点。

高的电流密度与相当高的局部功率密度有关，反过来为靶材提供了从固态到完全离化的等离子体的局部相变的条件。

同时这使高温下熔解的靶材以微观液态的形式离开靶材表面，形成薄膜表面的大颗粒污染。

大颗粒含量过多会极大地
降低薄膜的性能，这个缺点称为了制备高质量的功能薄膜的一大障碍，并且制备纳米尺度的薄膜也成为了奢望，严重地限制了电弧离子镀技术的发展和应用范围。

其次由于薄膜与基体的性能差异过大而产生的“蛋壳效应”也是目前面临的一大难题。

目前常用的超硬薄膜如TiN、TiCN和类金刚石薄膜等，硬度均在2000 HV左右，而不锈钢的硬度普遍为300HV左右。

故而在膜基结合的界面存在应力的集中问题，在使用过程中容易出现崩膜、脱落等现象。

因此需要科研人员寻找对策进行解决。

1.3论文研究内容及意义
首先针对薄膜表面的大颗粒污染的问题，我们考虑从以下几个影响薄膜中大颗粒的因素考虑解决方案：首先，从阴极表面便抑制大颗粒的产生。

采取办法是降低弧电流、降低阴极表面温度和采用高纯度阴极材料等方法。

其次是在等离子体运输过程中减少大颗粒沉积到基体表面上。

一个减少大颗粒的简单方法是阻止大颗粒从阴极表面到基体表面运动。

在等离子体流中减少或消除大颗粒的理论基础是基于离子、原子和大颗粒的基本参数的显著差异来使大颗粒与离子和原子流分离。

常用的分离技术是基于荷/质比的差异，此技术涉及到磁场中离子运动的
控制，可以在不同系统中实现。

在早期，人们尝试着采用改善工艺条件的方法来减少或者去除大颗粒。

Boxman通过研究指出，通过对靶材进行冷却、降低弧流
以及用磁场加快弧斑运动速度等方法都可以在一定程度上减少大颗粒[28]。

然而这些方法都无法较为彻底地去除大颗粒。

直到磁场过滤的方法的出现，大颗粒的问题才得到了较好的解决。

20世纪70年代时，Aksenov等人就提出，大颗粒可以通过90°夹角的弯管状磁过滤器去除[29]。

Bendavid采用了磁过滤的方法，使电弧离子镀沉积Au膜时薄膜质量得到了提高[30]。

之后磁过滤器得到了结构上的改进，Baldwin将过滤弯管的夹角从90°改为45°，Aksenov将经典的90°夹角弯管改为直线型。

以上的改进都使电弧离子镀中的大颗粒污染现象大大降低[31]。

弧源处的磁场中，电子顺着磁力线方向螺旋前进，直至同其他粒子发生相互作用。

如果磁场是弯曲的，电子会沿着曲率运动。

因此电子是被磁化的，与此相反，离子由于它们的回转半径比电子大得多，一般不被磁化。

但是，离子也会被迫沿着磁力线方向运动，当离子被电子推出去时电场就会存在，因此等离子体宏观上呈电中性。

虽然大颗粒带有微量的电荷，同电子和离子的荷质比相比，相差甚远，因此大颗粒依靠惯性会顺着直线运动。

如果等离子体从阴极表面分离后不施加外力使之直线运动，从而达到分离大颗粒和等离子体的效果，在不发生其他状况的前提下，大颗粒可以通过磁过滤的方法完全去除。

然而仍然存在一些影响大颗粒去除的因素：腔室对大颗粒的反弹，过滤器对等离子体造成过多的去除，以及由于等离子体与离子间的纳米例子的输运等。