反應磁控濺射制備CrN涂層的熱穩定性

金玉花，程融,，柴利強，張學希，王鵬

反應磁控濺射制備CrN涂層的熱穩定性

金玉花1，程融1,2，柴利強2，張學希2，王鵬2

（1.蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2.中國科學院蘭州化學物理研究所 固體潤滑國家重點實驗室，蘭州 730000）

研究了真空、大氣2種環境下CrN涂層的熱穩定性與氧化行為。采用反應磁控濺射技術在（100）取向的P型單晶硅基底上制備了CrN涂層。利用真空熱脫附譜（TDS）、場發射掃描電子顯微鏡（FESEM）、拉曼光譜（Raman）、x射線衍射（XRD）和掃描電子顯微鏡（SEM）以及加裝的能譜儀（EDS）等表征方法，研究了在不同溫度下涂層的熱穩定性與氧化行為。在真空退火時，TDS結果表明CrN涂層中的N在664 ℃左右開始釋放，在溫度達到1 000 ℃時釋放結束。而在溫度高于900 ℃時釋放速率和釋放量開始迅速上升，在溫度達到930 ℃時達到峰值。在加熱過程中，涂層中的CrN相部分轉變為Cr2N相，在溫度達到1 000 ℃時，完全轉變為CrSi2相。在大氣環境中，當溫度達到700 ℃時，涂層開始被氧化，涂層表面生成了一層約136 nm厚的致密氧化層，同時在氧化層下方生成了一層CrON1?x的過渡層，并且涂層也出現了Cr2O3的拉曼峰。當溫度達到800 ℃時，Cr2O3氧化物拉曼峰和衍射峰的數量和強度顯著增加，說明涂層表面生成的氧化物的結構由簡單變為復雜，并且結晶性增強。此外，氧化物顆粒逐漸長大，氧化層厚度增加，在溫度達到850 ℃時，氧化層厚度達到429 nm。當溫度高于700 ℃時，CrN涂層沿著厚度方向的元素擴散行為是O元素的向內擴散和N、Cr元素的向外擴散，并且釋放的N在氧化層下方富集，并沒有釋放出去。CrN涂層在真空中的熱穩定性在900 ℃左右，在大氣中的熱穩定性在700 ℃左右。在大氣中致密的Cr2O3氧化層的形成對O元素的向內擴散和N、Cr元素的向外擴散具有很好的阻擋作用。氧化層的這種阻擋作用對涂層的內部起到保護作用，延緩了涂層進一步的氧化和分解，這是CrN涂層熱穩定性較好的原因。

CrN涂層；反應磁控濺射；熱穩定性；氧化行為；釋放；擴散阻擋

過渡金屬氮化物由于具有硬度高、熔點高、化學穩定性好等優點，而被用作硬質保護涂層[1-8]。CrN作為其中的一種，因其具有優異的耐磨性、良好的抗氧化性和耐腐蝕性，被廣泛應用于刀具、模具等工業領域[3]。然而，對于刀具，隨著加工需求的增加，由于高速干式摩擦會產生大量的摩擦熱，這使得刀具的刃口部位暴露在1 000 ℃甚至更高的溫度下[9-11]。在這種環境下，刀具表面的涂層將變得不穩定，經常發生相變、分解、重結晶、氮和雜質元素的擴散、本征殘余應力的松弛、界面反應和氧化等變化[12-13]。這些變化將影響涂層的力學性能和高溫摩擦學性能，導致涂層迅速失效，使刀具過早磨損，縮短其使用壽命，使零件加工精度不能滿足要求[14-15]。因此，通過研究CrN涂層的熱穩定性可以了解CrN涂層的失效機理，預測和控制涂層的使用條件和壽命，為開發具有更高熱穩定性的多元氮化物硬質涂層提供理論基礎[15]。Che等[15-17]研究了可控氣氛中CrN涂層的分解，發現CrN在900～950 ℃范圍內通過Cr2N中間相釋放氮，生成純Cr。Huber等[18-21]研究了CrN涂層的氧化動力學以及氧化行為，發現氧化前期氧化速率呈現拋物線規律，并且涂層的氧化以金屬元素的向外擴散為主。然而有關CrN涂層在真空和大氣環境下的熱穩定性相結合的研究很少有報道。因此，本文研究了CrN涂層在真空和大氣環境下的熱穩定性。

1 試驗

1.1 涂層的制備

采用反應磁控濺射技術在氬氣和氮氣的混合氣氛中在P型（100）取向的硅片上沉積了CrN涂層。濺射沉積時使用對稱靶進行濺射，所用靶材為由萊研科技生產的金屬Cr靶材，其純度為99.9%，規格為300 mm×75 mm×6 mm。濺射電源采用由沈陽科學儀器股份有限公司生產的中頻磁控濺射電源。硅基底使用無水乙醇和丙酮分別超聲清洗15 min，并風干。在沉積之前，真空室被抽至1.5×10?3Pa，通入40 ml/min的氬氣，然后在基板上施加500 V的負偏置電壓，對樣品表面進行20 min的濺射清洗，其目的是除去樣品表面吸附的雜質，增加膜基結合力。為了提高涂層的純度，在沉積涂層之前關閉靶擋板，對靶材進行15 min預濺射，除去靶材表面的氧化層。在開始沉積時，打開靶擋板，使用一個單獨的旋轉夾具，使樣品在靶面前不斷轉動，以提高涂層均勻性和致密性，其最小靶基距為90 mm。為增強CrN涂層與硅基底之間的附著力，首先沉積約200 nm厚的金屬過渡層，然后再通入氮氣沉積CrN涂層。CrN涂層沉積參數：靶材施加的電流4 A，電壓450 V，占空比60%，頻率24 kHz，工作氣壓0.75 Pa，基底溫度200 ℃，基底負偏置電壓200 V，總氣體流量為100 ml/min，氮氣與氬氣的流量比為3∶2，沉積時間為2 h。

1.2 涂層的熱穩定性研究方法

為了研究CrN涂層在真空環境中的熱穩定性，將樣品置于超高真空熱脫附系統中，系統真空度被抽至低于1×10?5Pa，然后以10 ℃/min的加熱速率從室溫分別加熱到500、600、700、800、900、1 000 ℃，然后保溫30 min，最后隨爐冷卻。此外，在對樣品開始加熱的同時用四極質譜儀（QMS）檢測系統中產生的揮發性物質，并且利用多重離子檢測模式記錄了相對原子或分子質量為4、14、17、18、28、30、40、44的信號，其中部分信號如30、40、44用來檢測熱脫附過程中背底真空的變化，而其他信號用來檢測其他種類的揮發性物質。其中與N有關的信號為14（N原子）和28（N2分子）。但是相對原子質量為28的信號也可能是由吸附在涂層表面的CO提供，因此選擇相對原子質量為14的信號作為涂層中N釋放的標準[22]。

為了研究CrN涂層在大氣中的熱穩定性，樣品被放置在一個兩端開口的石英管中，在大氣環境中將樣品以10 ℃/min的升溫速率從室溫分別加熱到600、700、750、800、850 ℃，保溫1 h后，樣品隨爐冷卻。

1.3 涂層的表征

利用真空熱脫附譜考察了在真空環境中不同溫度下涂層中N的釋放行為。利用場發射掃描電子顯微鏡（FESEM，JSM-6701F，Japan）觀察氧化前后涂層的表面和斷面形貌的變化。用拉曼光譜（Raman）表征涂層氧化后表面化學狀態的變化。用x射線衍射儀（XRD，Shimadzu，Japan）分別檢測涂層在高溫真空和大氣環境中晶體結構的演變，其測試參數是：掃描步長0.02°，掃描范圍10°～80°，掃描速度5 (°)/min。用能譜儀（EDS）表征了涂層氧化后沿著斷面元素的擴散行為。

2 結果與討論

2.1 涂層中N的釋放行為

圖1為當保溫溫度為800 ℃時CrN涂層的熱脫附譜圖，其中藍色曲線代表加熱溫度隨時間的變化曲線，對應右側溫度軸。圖2為對CrN涂層在真空中不同溫度下退火過程中的熱脫附譜圖。通過圖1可以確定N的釋放信號開始上升的溫度為664 ℃左右，達到保溫溫度后開始急劇下降。但是從圖2中觀察到繼續加熱至700 ℃沒有明顯的N釋放。當溫度達到800 ℃時可以看到較明顯的N釋放信號的上升，但其釋放量和釋放速率仍然較低，少量N的脫附可能是表面吸附的N發生解吸或表面Cr—N鍵斷裂所致。隨著溫度繼續升高到900 ℃，涂層中的N釋放量和釋放速率開始顯著增加。在溫度繼續升高到1 000 ℃的過程中，N的釋放信號在900～930 ℃之間急劇上升，這是由于大量的Cr—N鍵在熱效應的作用下迅速斷裂，導致大量的N發生釋放[22]。當溫度高于930 ℃時，N的釋放信號急劇下降，在溫度達到1 000 ℃時，N的釋放結束。根據之前的報道，磁控濺射沉積的CrN涂層中N釋放的峰中心位置位于960 ℃左右，而圖2中N釋放的峰中心位置位于930 ℃左右，形成這種差異的原因可能是由于加熱速率和膜厚的不同造成的[15,22]，也可能是由于涂層的結構不同導致的，例如生長缺陷和空隙晶界為氮提供快速擴散通道[15]。為了研究CrN涂層在真空環境下退火后晶體結構的變化，對真空退火的樣品進行XRD表征。

圖1 CrN涂層在真空中800 ℃下退火過程中的熱脫附譜

圖2 CrN涂層在真空中不同溫度下退火過程中的熱脫附譜

2.2 真空退火后結構的變化

圖3為樣品在不同溫度下真空退火后的XRD圖。由于部分溫度的樣品發生了剝落，所以只檢測了圖示幾個溫度晶體結構的變化。如圖3所示，沉積態CrN涂層有3個衍射峰，分別為37.28°（110）、44.44°（200）和63°（211）（JCPDS No. 03-1157）。當溫度達到500 ℃時，涂層中沒有出現Cr2N相，但涂層的擇優取向由（200）變為（110），這可能是涂層在加熱過程中殘余應力釋放導致。而在600 ℃時，在40.8°處出現了Cr2N衍射峰，但此時N并沒有發生釋放，所以該峰的出現不是由于CrN分解導致的。根據已有的文獻，在500～650 ℃的低溫范圍內CrN涂層的應力釋放達到52%，因此在該溫度下Cr2N相的出現是由于涂層中殘余壓應力明顯松弛誘導的[16-17]。當溫度達到700 ℃及以上時，Cr2N衍射峰的出現可歸因于涂層中N的釋放所致。而在50°位置處Cr2O3衍射峰的出現可能是由于在沉積涂層時腔室中殘余的氧存在于薄膜中或者吸附于涂層表面的氧，導致在真空加熱時發生氧化所致。當溫度達到900 ℃時，在37.5°處CrN的衍射峰強度明顯增加，通過TDS結果可知，此時涂層發生了更加明顯的N釋放，因此該衍射峰增強的原因可能是N釋放生成的Cr2N和未分解的CrN的疊加峰，因為通過比對PDF卡片可知這2種物質衍射峰的位置比較接近。在43°位置處存在2個重疊峰，低角度的為未分解的CrN的衍射峰，高角度的是Cr2N的衍射峰，Cr2N衍射峰向高角度偏移是因為隨著N的釋放，涂層中Cr2N的晶面間距變小所致。當溫度低于900 ℃時，涂層中以CrN的衍射峰為主，說明在該溫度以下涂層一直比較穩定，涂層中的N并沒有發生大量的釋放。當退火溫度達到1 000 ℃時，涂層中的CrN和Cr2N的衍射峰消失，其晶體結構主要為CrSi2相（JCPDS No. 72-1325）。通過TDS分析可知，在保溫溫度為1 000 ℃的熱脫附曲線中可以觀察到，在溫度達到930 ℃時，涂層中的N幾乎完全釋放，說明此時涂層中CrN和Cr2N相已經消失，而隨著溫度繼續升高到1 000 ℃并保溫30 min的過程中，由于CrN涂層中N釋放后形成了疏松多孔的結構，這種結構為基底中的Si向涂層內部的擴散提供了路徑或通道，因此基底中的Si在這種持續升溫和保溫的熱驅動作用下向涂層內部發生擴散，Si與涂層中的Cr成鍵形成CrSi2相。通過以上分析可以得到CrN涂層在真空環境中在900 ℃以下是熱穩定的。當溫度高于900 ℃時，涂層中的Cr—N鍵就會迅速發生斷裂，導致大量的N釋放，涂層的熱穩定性急劇下降。

圖3 在真空中不同溫度退火后CrN涂層的X射線衍射圖

2.3 氧化后涂層表面和斷面形貌變化

圖4顯示了在大氣中不同溫度下退火1 h后CrN 涂層表面形貌變化。圖4a是沉積態涂層的表面形貌，可以看到表面較均勻致密，無明顯的缺陷。隨著溫度繼續升高，在700 ℃退火后，涂層表面的顏色由銀灰色變為淺黃色，說明涂層已經發生氧化。隨著溫度進一步升高，涂層顏色逐漸轉變為綠松石色。當退火溫度達到750 ℃時，如圖4d插圖所示，在涂層的低倍表面形貌中可以觀察到大量裂紋，裂紋的產生可能是由于涂層中熱失配應力的作用所致[17]。當溫度達到800 ℃時，如圖4e所示氧化物顆粒明顯長大，這是由于晶粒聚結效應所致[23]。當溫度達到850 ℃時，如圖4f所示氧化物晶粒普遍增大并呈現多面體結構[20,23]，說明氧化物顆粒在更高的溫度下進一步生長，涂層氧化程度加深。

圖5顯示了在大氣中不同溫度退火1 h后CrN涂層斷面形貌變化。通過圖5a可以觀察到沉積態涂層呈現柱狀方式生長，并且膜厚均勻，厚度為2.4 μm左右。當溫度達到600 ℃時，涂層斷面形貌沒有明顯的變化，厚度輕微增厚。當溫度達到700 ℃時，涂層的斷面呈現出3種不同的形貌，在最表層形成了一層很薄但相對致密的氧化層，厚度大約為136 nm。在氧化層下方的一層為CrON1?x的復合層，因為隨著溫度的升高，少部分氧會繼續擴散到氧化層下方的CrN層，與CrN結合形成一個中間過渡層。最底層為未反應的CrN層。隨著溫度繼續升高到850 ℃，涂層的總厚度從沉積態的2.4 μm左右逐漸增加到3.4 μm左右，氧化層的厚度從700 ℃的136 nm左右逐漸增加到429 nm左右。并且在氧化物層下方的CrON1?x層出現一些孔洞，變得疏松多孔。這種疏松多孔的結構可能是由于溫度的升高，N向外擴散時形成的氣孔[4,19]。

圖4 在大氣中不同溫度下退火后CrN涂層的表面形貌

圖5 在大氣中不同溫度下退火后CrN涂層的斷面形貌

2.4 氧化后表面化學結構變化

為了研究涂層退火后化學結構的變化，采用拉曼散射法分析了不同溫度下退火后CrN涂層的表面化學結構。圖6為大氣中不同溫度下退火后CrN涂層拉曼位移的變化。通過圖6可以看出，在沉積態的涂層中未檢測到任何拉曼峰。在600 ℃退火后也沒有出現有關氧化物的峰。當涂層經過700 ℃退火后，在548 cm?1處出現1個氧化物峰[20]，說明涂層已經開始氧化。當加熱溫度達到750 ℃時，在300 cm?1和343 cm?1處出現了2個峰強較弱的新的氧化物峰[21]。在800 ℃時出現了5個明顯的Cr2O3的特征峰，分別位于300、343、527、548、613 cm?1[20-21]。5個特征峰的出現表明，在800 ℃時，CrN涂層發生顯著氧化。在850 ℃時，在692 cm?1位置出現了1個新的峰，該峰有可能是更高價態的Cr的氧化物的峰或者氮氧化物的峰。

圖6 在大氣中不同溫度退火后 CrN涂層的拉曼譜圖

2.5 氧化后晶體結構變化

為了進一步研究涂層退火后在更深厚度上晶體結構的變化，采用x射線衍射（XRD）表征涂層的晶體結構，圖7為在大氣中不同溫度退火1 h后CrN涂層晶體結構的演變。當氧化溫度達到600 ℃時，在50.2°附近出現1個Cr2O3氧化物峰[17,21]。在40.66°附近出現了Cr2N的峰（JCPDS No. 03-1191）。根據先前的報道，在低溫下CrN的這種相變是由于涂層中熱誘導的殘余應力的松弛引起的[16,24]。CrN在44.44°處的（200）峰向低角度移動了1個小角度，這可能是殘余應力釋放引起的晶格畸變的結果。當溫度低于800 ℃時，沒有出現新的Cr2O3衍射峰，說明在600～800 ℃的溫度區間內涂層中Cr2O3氧化物的晶體結構變化并不大，只是Cr2O3氧化層厚度的緩慢增加。而在800 ℃及以上的溫度下出現了新的Cr2O3衍射峰，表明涂層表層的Cr2O3形成了更加復雜的多晶結構。在800 ℃處Cr2N衍射峰的再次出現可歸因于涂層中N的釋放。當溫度達到850 ℃時，涂層各衍射峰的強度顯著增加，表明隨著溫度的升高，涂層中氧化物和氮化物的結晶性均增強，氧化程度加深。

圖7 在大氣中不同溫度退火后CrN涂層的X射線衍射圖

2.6 涂層的氧化機制

為了進一步研究CrN涂層在大氣中退火時的氧化行為，對不同溫度退火后樣品的斷面進行了EDS線掃描和面掃描分析。圖8為CrN涂層在大氣中不同溫度退火后得到的涂層的斷面形貌圖和相應的元素線分布圖。從圖8中不同溫度退火后斷面的線分布圖可以觀察到沉積態涂層中的元素分布均勻。在溫度升高到700 ℃時，N元素發生輕微的擴散，并且表層發生輕微氧化。而隨著溫度升高到750 ℃及以上溫度，涂層表面的氧化程度加重，并且涂層內部元素擴散越劇烈，可以觀察到N元素的峰位于O元素的峰右側，這說明N在表層富集而不是擴散出去。這是因為在擴散過程中生成了一定厚度的致密的Cr2O3氧化層，而氧化層的存在對N元素的向外擴散起到了阻擋作用[4,15,19,25-26]。此外，與沉積態涂層的Cr元素變化相比較，700 ℃以上涂層表層的鉻元素含量明顯高于涂層內部，說明內部的鉻原子在氧化過程中向涂層表面擴散，導致表層Cr含量較高。為了進一步驗證涂層內部元素的擴散行為，對斷面進行了面掃描。

圖9為CrN涂層在不同溫度下退火后的斷面形貌圖以及對應的元素面分布圖。從圖9a和圖9b右側所對應的N元素面分布圖中綠色虛線標明的位置可以觀察到N元素富集帶較寬，和Cr元素的富集帶寬度較接近，說明在溫度低于700 ℃時N元素沒有發生明顯的向外擴散。而通過圖9c—e右側所對應的N元素的面分布圖可以得到隨著溫度升高到750 ℃及以上時，涂層中的N元素逐漸向表面擴散并在表層形成富集區，N元素的富集區明顯變窄，這與線輪廓圖吻合得很好。并且隨著氧化程度的加深，涂層表層O元素的富集越來越明顯。通過對比溫度在750 ℃及以上的面分布圖中綠色虛線標明的N元素與O元素的富集區可以發現，O元素富集區在N元素富集區上方，這進一步說明了致密氧化層的存在對N元素的擴散具有明顯的阻擋作用。

圖10為CrN涂層在大氣退火過程中發生氧化的機理圖。通過該圖可以說明CrN涂層的氧化過程是當溫度達到N開始釋放的溫度（664 ℃）時，由于涂層表層的氮原子相較于內部的氮原子更容易發生釋放，因此當表層的N發生釋放后，會在涂層中形成空位，它為氧的進入提供了可能。此時，環境中的氧會迅速進入表層，填充氮釋放形成的空位，與Cr結合形成一層薄而致密的Cr2O3氧化層，而氧化層較致密，會起到擴散阻擋的作用。并且，隨著溫度的升高，涂層變得不穩定，N的釋放更加明顯。然而，由于氧化層的擴散阻擋效應，繼續釋放的N會在氧化層下方富集。同時發現涂層中的Cr也向表面擴散。因此，在氧化層下方會生成一層富含N、Cr的CrON1?x固溶體層，該固溶體層對CrN涂層的內部也有一定的保護作用[27]。同時，致密氧化層對環境中氧的進入也會產生阻擋作用[28]。因此，CrN涂層具有優良的抗氧化性能。

圖9 不同溫度下退火后CrN涂層斷面的形貌以及相應的元素面分布圖

圖10 CrN涂層氧化機理圖

3 結論

1）在真空環境中，CrN涂層在900 ℃以下是熱穩定的，晶體結構以CrN為主，部分CrN轉變為Cr2N。在900 ℃以上，涂層迅速分解，在1 000 ℃時分解完全。

2）在大氣環境中，CrN涂層在700 ℃及以上發生氧化。當涂層氧化后，表面生成的Cr2O3氧化層具有擴散阻擋效應，導致涂層內部的N和Cr原子在向外擴散時受到阻礙，在氧化層下方富集。同時氧化層還會阻礙大氣中氧的進入。因此致密的Cr2O3氧化層不僅可以提高涂層的熱穩定性，還可以對內部的CrN涂層起到保護作用，防止整個涂層發生氧化，這是CrN涂層熱穩定性較好的原因。

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Thermal Stability of CrN Coatings Prepared by Reactive Magnetron Sputtering

1,1,2,2,2,2

(1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Reuse of Non-ferrous Metals Jointly Established by the Ministry and Province , Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China; 2. State Key Laboratory of Solid Lubrication, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences, Lanzhou 730000, China)

In this work, the thermal stability and oxidation behavior of CrN coating were studied in vacuum and atmosphere. The composition and structure changes of CrN coating in different environments at high temperature were investigated. Then, the influence of such composition and structure changes on the performance of the coating was study. These results can provide experimental and theoretical basis for the development of multiple coatings with higher thermal stability in the future, and ultimately improve the performance of CrN coating at high temperature. The CrN coatings were prepared by reactive magnetron sputtering on (100) oriented P-type monocrystalline silicon substrate. The vacuum thermal desorption spectroscopy (TDS), field emission scanning electron microscopy (FESEM), Raman spectroscopy (Raman), X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM) and energy dispersive spectroscopy (EDS) were used to characterize the thermal stability and oxidation behavior of the CrN coating at different temperatures. The release of N from CrN coating begins at about 664 ℃and that ends at about 1 000 ℃. Once the temperature is higher than 900 ℃, the release rate of N increases rapidly and that increases to maximum when the temperature rises to 930 ℃. During the heating process, the crystal structure of the coating partially changes from CrN to Cr2N. It should be noted that it completely transforms into CrSi2phase when the temperature reaches 1 000 ℃. The formation of CrSi2can be attributed to the release of N, leading to the coating loose. Further, a lot of vacancies generates in the coating, which provide a diffusion channel for the element of Si in the substrate. Thus, the Si in the substrate diffuses to the inside of the coating under the thermal driving effect, and forms a CrSi2phase by bonding with Cr in the coating. In the atmosphere, the coating begins to oxidize when the temperature increases to 700 ℃, and a dense oxide layer with a thickness of 136 nm is formed on the coating surface. Besides, a transition layer of CrON1?xis formed below the oxide layer, and the peak of Cr2O3appears in the Raman spectra. When the temperature reaches 800 ℃, the number and intensity of Raman and diffraction peaks of Cr2O3oxide increase significantly, which means that there are lots of oxide formed on the coating surface and the crystallinity of coating increase. In addition, the oxide particles gradually grow and the oxide layer thickness increases with the increase of temperature. The thickness of oxide layer increases to 429 nm at 850 ℃. When the temperature is higher than 700 ℃, the element diffusion behavior of CrN coating along the thickness direction is the inward diffusion of O element and the outward diffusion of N and Cr element. Note that the released N is enriched below the oxide layer and that not released from the coating. The CrN coating is stable when the temperature is lower than 900 ℃ in vacuum, and that is stable when the temperature is lower than 700 ℃ in atmosphere. The formation of dense Cr2O3oxide layer in the atmosphere has a diffusion blocking effect for the inward diffusion of O elements and the outward diffusion of N and Cr elements. This blocking effect of the oxide layer protects the interior of the coating and delays the further oxidation of the coating during heating. This is the mean reason for the better thermal stability of CrN coating. The density of Cr2O3oxide layer formed at high temperature is very important for improving the thermal stability of inner nitride coatings and the oxidation resistance. So, it is possible to further improve the thermal stability and oxidation resistance of binary nitride coatings by adding elements such as chromium, giving rise to a dense oxide layer formed in the binary nitride coatings.

CrN coating; reactive magnetron sputtering; thermal stability; oxidation behavior; release; diffusion barrier

tg174.442

A

1001-3660(2022)12-0082-09

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.12.007

2021–09–07；

2022–04–27

2021-09-07；

2022-04-27

國家自然科學基金（51865028）；國家自然科學基金青年項目（52005483）

National Natural Science Foundation of China (51865028); National Natural Science Foundation of China Youth Project (52005483)

金玉花（1971—），女，博士，副教授，主要研究方向為有色金屬及其合金的摩擦焊連接技術。

JIN Yu-hua (1971-), Female, Doctor, Associate professor, Research focus: friction welding technology for non-ferrous metals and their alloys.

王鵬（1978—），男，博士，研究員，主要研究方向為輻照環境下潤滑與防護材料服役行為。

WANG Peng (1978-), Male, Doctor, Researcher, Research focus: service behavior of lubricating and protective materials under irradiation environment.

金玉花, 程融, 柴利強, 等. 反應磁控濺射制備CrN涂層的熱穩定性[J]. 表面技術, 2022, 51(12): 82-90.

JIN Yu-hua, CHENG Rong, CHAI Li-qiang, et al. Thermal Stability of CrN Coatings Prepared by Reactive Magnetron Sputtering[J]. Surface Technology, 2022, 51(12): 82-90.

責任編輯：萬長清