不同退火溫度下a-C:Si涂層的熱穩定性研究

唐昆，張家豪，李典雨，譚可成，張明軍，毛聰，張健，胡永樂

不同退火溫度下a-C:Si涂層的熱穩定性研究

唐昆，張家豪，李典雨，譚可成，張明軍，毛聰，張健，胡永樂

（長沙理工大學 機械裝備高性能智能制造關鍵技術湖南省重點實驗室，長沙 410114）

在碳化硅基底上制備a-C:Si涂層，通過分析涂層在不同退火溫度下的熱穩定性機制，拓寬其在高溫領域的應用。采用非平衡磁控濺射法在碳化硅表面沉積a-C:Si涂層，并進行不同溫度的退火熱處理，通過XPS、SEM、拉曼光譜對涂層進行表征與分析。利用分子動力學對a-C:Si涂層退火過程進行仿真，從涂層與原子結構、原子徑向分布函數、配位數、鍵長及鍵角等多方面對涂層石墨化行為進行分析。通過仿真與實驗數據的交叉分析，探究a-C:Si涂層熱穩定性機制。a-C:Si涂層主要由C、Si元素組成，且碳原子之間主要形成sp2和sp3兩種雜化鍵，其中sp3鍵居多，隨退火溫度的上升，其相對含量下降。a-C:Si涂層的拉曼光譜在400~500 ℃時出現明顯的D峰，D/G積分強度比和G峰峰值具有相似的變化趨勢。退火溫度升高時，涂層中鍵長較長的sp3-sp3鍵最先開始向sp2-sp2轉化，隨著退火溫度的升高，鍵長較短的sp3-sp3鍵才開始變化。石墨化過程中，sp3-sp3鍵轉化率最大，Si與C形成高熱穩定性的Si—C鍵。退火處理對a-C:Si涂層的熱穩定性有重要影響，退火溫度為400 ℃時，a-C:Si涂層開始發生石墨化轉變。Si元素能穩定原子結構，與Si成鍵的C-sp3雜化原子具有更高的熱穩定性，降低了石墨化的速率。

退火溫度；磁控濺射；a-C:Si涂層；熱穩定性；sp3-sp3鍵轉化；分子動力學

類金剛石（Diamond-Like Carbon，DLC）作為一種在干滑動條件下同時具備高硬度和低摩擦性能的涂層材料[1]，被廣泛應用于機械、光電、生物工程等工業領域中[2]。從是否含氫來看，DLC涂層主要包括無定形碳a-C和氫化無定形碳a-C:H兩大類，兩大類涂層均包含sp2和sp3雜化鍵，且不含H的前者在相同情況下具有更高的耐磨性能。因此，a-C涂層成為微細結構件、磁存儲介質、軸承等零部件中耐磨涂層的較佳選擇[3]。

然而，DLC涂層的熱穩定性較差，200~300 ℃環境下即發生石墨化，引起涂層的機械性能退化以及較高的內應力，這一缺陷限制了其在高溫環境下的應用[4]。因此，提高DLC涂層的熱穩定性成為其研究熱點。近年來，研究發現采用不同元素合金化[5]或在沉積過程中添加修飾元素的方法[6]，可對DLC涂層性能進行改善，提高涂層的熱穩定性[7]，降低涂層摩擦系數[8]?，F階段研究者們對DLC涂層元素摻雜的研究多集中在a-C:H涂層，通過將Cr[9]、W[10]、N[11]、Ti[12]、Si[13]等元素摻入a-C:H涂層中，可有效提高其熱穩定性。然而，元素摻雜a-C涂層如何影響其熱穩定性，以及涂層內部結構與成鍵狀態對涂層熱穩定性影響的機制尚缺乏深入研究和分析。

因此，本文對a-C:Si涂層的熱穩定性進行了研究。首先，采用非平衡磁控濺射法，在碳化硅基底上制備出a-C:Si涂層，并在100~500 ℃的條件下對所制備試樣進行退火熱處理。接著，分析了a-C:Si涂層的結構、涂層內部原子種類、含量和原子間成鍵狀態，以及涂層內sp3和sp2雜化鍵含量。然后，根據實驗參數建立起a-C:Si/SiC分子動力學模型，對a-C:Si涂層退火過程進行分子動力學模擬，從涂層內部結構以及雜化鍵的形成過程、原子結構、原子徑向分布函數、配位數、鍵長和鍵角等方面研究退火溫度對原子結構的影響，并通過仿真與實驗數據的對比，探究a-C:Si涂層熱穩定性機理，為實現a-C:Si涂層高溫環境下的工程應用提供理論與實驗依據。

1 實驗與仿真

1.1 試樣制備

采用JZCK-450SF高真空磁控濺射鍍膜設備制備a-C:Si涂層。靶材選取高純石墨靶與硅靶，基底材料選用經拋光處理后的SiC試樣（20 mm×10 mm× 3 mm，見圖1），其表面粗糙度為0.08~0.10 μm。首先，將SiC試樣依次在丙酮、無水乙醇和去離子水中通過超聲波輔助清洗20 min，并用氮氣吹干。接著，在試樣表面制備a-C:Si涂層，具體制備過程如下：

（1）SiC基底固定在鍍膜設備的基座上，反應腔抽真空至3.76×10-5Pa，并維持1 h；開啟循環冷卻水，啟動質流控制閥通入氬氣作為工作氣體，流量設定為30 ml/min，設定工作壓強為2.03×10-5Pa，質流控制閥控制氬氣保持在一定流量。

（2）真空度達到預設值后，先用氬離子對基底進行刻蝕清洗15 min，然后再進行涂層沉積。將基座加熱至100 ℃，采用高純石墨靶和硅靶作為靶材，對應的尺寸分別為50′4 mm和60′4 mm，功率密度分別為6.5 W/cm2和1.5 W/cm2，靶基距為8 cm，本底真空為2.03×10-5Pa，濺射壓強為1 Pa，制備時間為5 h，涂層厚度約為700 nm。

（3）涂層制備結束后，關閉直流電源，停止源氣體的流動，試樣在腔內保持3 h；然后再次通入氣體使內部氣壓與大氣壓相等；打開鍍膜腔，取出試樣。

圖1 試樣

1.2 試樣退火實驗與表征

采用IRLA-1200快速真空退火爐進行退火實驗。設置退火溫度分別為100、200、300、400、500 ℃。退火熱處理過程：將試樣放入退火爐腔室內，抽至真空為5 pa，設定升溫速率為10 ℃/min，達到目標溫度后保溫1 h，隨后停止加熱，試樣隨爐冷卻至室溫。

退火實驗完成后，將試樣置于去離子水中通過超聲波輔助清洗20 min，并用氮氣吹干。接著，分別采用S-3000N掃描電子顯微鏡、Labram-010拉曼光譜儀以及A5501X射線能譜儀，對試樣表面a-C:Si涂層的結構、涂層內部原子種類、含量和原子間成鍵狀態，以及涂層內sp3和sp2雜化鍵含量進行檢測與表征。

1.3 分子動力學模型建立與退火過程仿真

目前DLC涂層MD模擬通常采用兩種方法構建模型，其一是根據涂層沉積生長原理再現實際的沉積過程來生成，此方法最接近涂層制備實際情況，但需要的計算資源較大，計算時間過長；另一種則是液相淬火法，液相淬火法通過將碳在短時間內加熱到熔融狀態，之后迅速進行淬火冷卻獲得穩定的非晶碳結構，該方法雖在實際操作中難以控制，但具有一定的物理意義，且建模結果可靠[14]。因此，本文選用后者建立模型并進行仿真模擬。

本文所建立的a-C:Si/SiC分子動力學仿真模型如圖2所示。其中，SiC基底仿真模型尺寸為13 nm× 13 nm×8 nm，包含約100 000個原子，隨后在其上方建立尺寸為13 nm×13nm×10 nm的盒子，在其中隨機放入150 000個碳原子，讓硅原子進行隨機取代，按照試驗樣品中硅原子比例進行隨機取代。將和方向設定為周期性邊界條件，方向設定為自由邊界條件，模擬過程中在SiC基底上方10 nm處設置一反射墻（Fix Wall），采用NVE微正則系宗，控溫方式采用Nosé-Hoover。采用Berendsen方法保持SiC基底在仿真過程中溫度始終恒定在300 K。為保證高溫下的能量守恒，采用最速下降法進行能量最小化，選擇0.1 fs的小時間步長進行時間積分計算。

為與真實實驗環境相吻合，模擬體系先設置在300 K的熱浴環境下充分弛豫200 ps，隨后在10 ps的時間內將體系溫度升高至所設定的退火溫度，當達到預先設定的溫度時，使體系在該溫度環境下保溫400 ps。最后，將體系從退火溫度在25 ps內快速降溫至300 K，并保持在300 K溫度下對其進行100 ps弛豫。為得出a-C:Si涂層在不同退火溫度下的性能，取梯度退火溫度分別為25、100、200、300、400、500 ℃。

圖2 SiC/a-C:Si分子動力學模型

2 結果與討論

2.1 實驗結果分析

2.1.1 結構表征

圖3為a-C:Si涂層截面的SEM圖片。為對a-C:Si涂層截面進行觀測，采用液氮對試樣進行淬斷處理，并對截面進行拋光?？梢钥吹?，a-C:Si涂層厚度約為700 nm，且均勻沉積在SiC基底上，SiC基底與a-C:Si涂層之間存在清晰的分界線。

圖3 a-C:Si涂層截面形貌

2.1.2 XPS檢測分析

圖4為a-C:Si涂層的C1s和Si2p能譜對比圖以及其相應的高斯擬合曲線。由圖4a中C1s圖譜可知，涂層具有一個顯著的碳碳鍵峰，通過擬合處理峰值曲線可以分別在284.6 eV和285.3 eV位置附近分化為兩個雜化峰，分別對應a-C:Si涂層中的sp2C=C鍵和sp3C—C鍵[15]。另外，在圖4a中位于(283.3±0.1) eV處的低矮擬合峰，對應為Si—C鍵[16]，表明引入DLC涂層中的Si原子與C原子發生了化學鍵合[17]。

圖4b為Si2p圖譜，在峰位100 eV和101.3 eV附近出現兩個明顯的高斯擬合峰，分別對應于Si—C鍵和SiOC[18]。上述擬合峰中，前者峰面積稍大，表明a-C:Si涂層中的Si元素主要與C發生化學鍵合形成Si—C鍵，而SiOC擬合峰的存在則說明涂層中有少許硅元素以氧化態存在。這可能是由于表層硅元素與大氣中氧元素發生化學反應形成了氧化態物質，以及涂層制備過程中，鍍膜設備濺射腔室內殘留的少量水蒸氣和氧氣隨其他元素被引入涂層之中。此外，XPS定量檢測到a-C:Si涂層中主要存在C、Si、O三種元素，其原子數分數分別為93.02%、6.59%、0.9%。

圖4 能譜圖及高斯擬合曲線

2.1.3 拉曼光譜檢測分析

圖5為a-C:Si涂層拉曼光譜檢測結果。如圖5所示，300 ℃以下，a-C:Si涂層的拉曼曲線形狀未出現明顯變化；當溫度升至400 ℃時，其拉曼曲線在1360 cm-1位置處出現較小峰形的D峰；隨著溫度升高至500 ℃，拉曼曲線形狀發生變化，出現兩個明顯的肩峰，分別位于1360 cm-1和1580 cm-1附近。拉曼曲線的基線斜率隨退火溫度的升高而增加，此由氬離子激光熒光效應下涂層中產生Si—O鍵所致。涂層拉曼曲線形狀變化趨勢說明，本文所制備的a-C:Si涂層在400 ℃時可保持較好的熱穩定性，超過此溫度時，其結構性能開始發生轉變。

圖5 拉曼光譜圖

圖6為不同退火溫度下a-C:Si涂層G峰位置及峰值積分強度比值圖，拉曼數據統計見表1。由圖6可知，隨退火溫度的升高，G峰位置向更高的頻率段轉移，D/G比值逐漸增加。這歸因于涂層結構逐漸出現石墨團簇和層狀結構[19]。同時，退火溫度超過400 ℃后，兩者的增大速率發生突變，這也驗證了拉曼曲線在此溫度區間發生的轉變。對于此突變現象，采用分子動力學模擬，從微觀層面進行進一步探究。

圖6 G峰位置及峰值積分強度比值

表1 拉曼數據統計

Tab.1 Raman statistics

2.2 仿真結果分析

2.2.1 涂層內部結構分析

圖7為a-C:Si涂層內部部分結構模型。由圖7可知，a-C:Si涂層內部存在典型的非晶結構，其結構主要由C與Si兩種原子組成，且C原子之間相互成鍵形成致密的非晶碳基質，Si原子貫穿整個非晶碳結構并與C原子形成Si—C鍵。圖7b和圖7c顯示了C原子sp3和sp2雜化C原子的微觀組織連接，從兩圖對比可知，sp3原子數量更多，sp3原子會形成一個三維骨架，而sp2原子均勻分布其上。

圖7 a-C:Si涂層模型

2.2.2 原子結構分析

圖8為不同退火溫度下a-C:Si涂層模型，a-C:Si涂層主要包含大量的C-sp3、C-sp2雜化碳原子和硅原子，及少量的C-sp1雜化碳原子，且在不同退火溫度熱處理過程中，a-C:Si涂層始終保持長程無序的非晶態結構。當退火溫度低于300 ℃時，a-C:Si涂層原子結構中僅有極少數碳原子雜化結構產生轉變；高于300 ℃時，其轉變速率加快，C-sp2雜化碳原子顯著增多，這表明C-sp3→C-sp2轉化行為的發生，且轉化速率隨退火溫度的升高而加快；500 ℃時，轉化行為加劇，涂層中僅剩少量C-sp3零星分布。另外，涂層內 C-sp1雜化碳原子數量明顯增多，這可能是由于轉化行為大量發生時，C-sp2骨架結構較疏松，空間內部出現更多間隙所致。

通過不同退火溫度熱處理過程模擬分析可知，退火溫度導致a-C:Si涂層石墨化的原因在于，涂層中發生了C-sp3→C-sp2轉化行為，促進了涂層內C-sp2碳簇結構的形成。此外，仿真過程表明，該雜化轉變具有一定的臨界溫度，這與前述拉曼光譜在400~500 ℃區間發生突變一致。

圖8 不同退火溫度下a-C:Si涂層的模型

2.2.3 原子徑向分布函數分析

圖9為a-C:Si涂層原子徑向分布函數。由圖9a可知，常溫以及不同退火溫度下a-C:Si涂層的徑向分布函數相似。所有徑向分布函數第一臨近峰位于 0.142 nm（石墨鍵長）和0.154 nm（金剛石鍵長）之間，這表明涂層結構同時包含石墨相（C-sp2）和金剛石相（C-sp3）[20]。為清晰觀察a-C:Si涂層第一鄰近峰在不同退火溫度下的變化趨勢，將上述部分局部放大，如圖9b所示。隨著退火溫度的升高，a-C:Si涂層的徑向分布函數第一鄰近峰逐漸向左偏移，且偏移量隨退火溫度的升高而增大。這表明a-C:Si涂層內部石墨晶相含量增加，即發生了C-sp3雜化碳原子向C-sp2雜化碳原子的轉變行為，且退火溫度越高，石墨化轉變速率越快。

2.2.4 原子配位數分析

碳原子的配位數通過lammps軟件的coord/atom命令計算，計算過程中選取截斷半徑為0.185 nm[21]，通過計算所得信息文件獲得涂層內各類型雜化碳原子數量，并對各類型雜化原子所占比例進行統計。如表2所示，通過液相淬火法模擬的a-C:Si涂層中，同時存在C-sp3、C-sp2和C-sp1三種碳原子雜化類型結構（C—Si鍵含量為6.59%，在此處未列出），其中，未經退火熱處理的a-C:Si涂層內，C-sp3雜化、C-sp2雜化及C-sp1雜化比例分別為72.59%、20.5%和0.32%。此外，500 ℃熱處理后，C-sp3鍵含量降至43.36%，sp2鍵比例升高至49.6%，相較于未經退火熱處理前升高了29.1%。

圖9 原子徑向分布函數

表2 不同退火溫度下碳雜化結構含量

Tab.2 Carbon hybrid structure contents at different annealing temperature %

由此可知，退火后a-C:Si涂層內各類型雜化碳原子含量明顯發生變化，C-sp3雜化含量降低，C-sp2雜化含量升高。其中，當退火溫度低于300 ℃時，C-sp3雜化含量下降幅度較小，這是因為退火溫度較低時處于高能狀態下的C-sp3雜化結構會先開始向C-sp2雜化結構轉變，形成少量的C-sp2雜化結構；而退火溫度較高時（>400 ℃），處于低能態的C-sp3雜化結構也會發生向C-sp2雜化結構的轉化行為，由此導致高溫下涂層中C-sp2雜化原子含量顯著增加。

2.2.5 原子鍵長、鍵角分析

本文通過后處理軟件Ovito輸出不同退火溫度熱處理后Si-DLC涂層所有原子坐標值，所得數據通過Matlab 軟件編程來計算鍵長鍵角并對輸出結果統計分析。圖10為不同退火溫度下a-C:Si涂層原子鍵長、鍵角分布圖。由圖10a可知，a-C:Si涂層C—C鍵的鍵長分布在0.142~0.154 nm之內，不同退火溫度下鍵長分布峰值位于0.148 nm，涂層的鍵長分布區間同樣顯示出非晶態性質。此外，鍵長分布峰值隨溫度的增加有左移的趨勢，其原因在于涂層內C原子間化合鍵狀態的改變。

由圖10b可知，a-C:Si涂層C—C鍵的鍵角主要分布于109.5°~120°之內。未退火熱處理的a-C:Si涂層鍵角曲線峰值在112°左右，且大部分面積位于109°~112°區間，這說明涂層內sp3雜化鍵含量多于sp2雜化鍵含量，這與前文結果一致。隨著退火溫度的升高，鍵角分布曲線峰值右移，且100°~110°區間曲線高度大幅度降低，曲線峰值逐漸升高。由此推斷，退火過程中，C-sp3→C-sp2轉變行為主要由鍵角為100°~110°之間的原子參與，其原因在于這些擁有較大鍵角的原子相對小鍵角原子更不穩定。

綜合分析可知，C-sp3→C-sp2轉化行為所導致的鍵角分布是鍵長偏移現象產生的原因。此外，相對而言，鍵長偏移現象更明顯，其原因可能是sp3雜化鍵角取向剛度較大，鍵角變化僅受到雜化轉變影響，而鍵長變化則由原子應力和雜化轉變共同決定[22]。

圖10 原子鍵長、鍵角分布

2.2.6 熱穩定性機制分析

圖11為退火溫度500 ℃時a-C:Si涂層局部結構的轉變示意圖。由圖11可知，在整個退火過程中，C-sp3→C-sp2轉化具有明顯的階段性，升溫階段只有少量sp3鍵發生轉變，而在恒溫階段該轉變大量發生，降溫階段C-sp3原子數量基本不變。同時，升溫過程即發生轉化的C-sp3原子具有更長的鍵長，如黑色圓圈中所示，而恒溫階段轉化的則鍵長相對較短，可推測鍵長更短的C-sp3原子具有更高的熱穩定性。此外，黑色圓圈中C-sp3原子之間原子鍵的斷開使得原子環打開，進而形成更大的原子環，產生的原子應變使得鍵長更短的C-sp3（黃色圓圈中原子）也向C-sp3轉化，且破壞C-sp3原子網絡結構，降低涂層力學性能。在降溫階段幾乎未出現C-sp3→C-sp2轉化現象，原因在于，恒溫階段達到C-sp3→C-sp2轉化臨界溫度的C-sp3完全轉化，而余下的C-sp3需要更高的轉化臨界溫度。同時，引入DLC涂層中的Si元素，與C原子形成Si—C鍵，在升溫過程中與Si成鍵的C-sp3原子始終未轉化成C-sp2原子，如圖11c中黑色箭頭所指。

由表3可知，在退火過程中Si—C鍵含量基本保持穩定，說明Si原子與C原子所形成的結構基本維持穩定，Si原子更傾向于與C原子形成四面體結構，從而穩定C-sp3結構（如綠色圓圈中所示），結構的穩定有利于阻礙C-sp2原子的集束化以及團簇的形成，降低石墨化速率，提高熱穩定性。表3中sp3-sp3鍵也表現出階段轉變，且可以發現在升溫階段主要是sp3-sp3鍵轉化為C-sp2，而恒溫階段sp3-sp3鍵和sp3-sp2鍵共同轉化為sp2-sp2鍵。結合鍵角轉變圖可知，石墨化過程主要由鍵角在100~110 ℃間的sp3-sp3鍵和sp3-sp2鍵參與。

圖11 500 ℃時局部碳雜化鍵的轉化過程

表3 500 ℃退火過程原子鍵數量的變化

Tab.3 Variation of atomic bonds number during annealing at 500 ℃

綜上，退火熱處理過程中，a-C:Si涂層內部發生結構轉變，當退火溫度較低時，涂層中sp3-sp3鍵中鍵長較長的最先開始轉化；當退火溫度較高時，鍵長較短的sp3-sp3鍵才開始變化，同類型鍵中鍵長更短者，鍵斷裂所需活化能越多；Si與C原子形成高熱穩定性的Si—C鍵，與Si成鍵的C-sp3雜化原子具有更高的熱穩定性，而Si元素能穩定原子結構，從而降低石墨化的速率。

3 結論

1）實驗所制備的a-C:Si涂層內存在C、Si兩種元素，表面有少量氧吸附。其中，C原子間主要形成占比率較高的sp3鍵和少量的sp2鍵，且C與Si會形成穩定的Si—C鍵。

2）實驗結果表明，400~500 ℃時，a-C:Si涂層拉曼曲線出現明顯的D峰，D/G積分強度比和G峰峰值具有相似的變化趨勢，由此推測a-C:Si涂層石墨化溫度為400 ℃。

3）分子動力學結果表明，退火溫度升高時，涂層中鍵長較長的sp3-sp3鍵最先開始轉化；當退火溫度較高時，鍵長更短sp3-sp3鍵才開始變化；石墨化過程中，sp3-sp3鍵轉化率最大，Si與C形成高熱穩定性的Si—C鍵，與Si成鍵的C-sp3雜化原子具有更高的熱穩定性。因此，Si元素能穩定原子結構，從而降低石墨化的速率。

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Thermal Stability of a-C:Si Coating at Different Annealing Temperature

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(Hunan Provincial Key Laboratory of Intelligent Manufacturing Technology for High-performance Mechanical Equipment, Changsha University of Science & Technology, Changsha 410114, China)

The work aims to prepare a-C:Si coating on silicon carbide substrate and widen the applications of the in high-temperature fields by analyzing its thermal stability mechanism at different annealing temperature. The a-C:Si coating was deposited on the surface of silicon carbide by unbalanced magnetron sputtering, and annealed at different temperature. The coating was characterized and analyzed by XPS, SEM and Raman spectroscopy. The annealing process of a-C:Si coating was simulated by molecular dynamics, and the graphitization behavior of the coating was analyzed from the coating and atomic structure, atomic radial distribution function, coordination number, bond length and bond angle. The thermal stability mechanism of a-C:Si coating was also explored by the cross-analysis of the simulation and experiment data. From the research results, the a-C:Si coating mainly consisted of C and Si elements. Two hybrid bonds of sp2and sp3were formed among the carbon atoms. The sp3bonds were dominant, and their relative content decreased with the increase in the annealing temperature. The Raman curve of a-C:Si coating showed a distinct D peak at 400~500 ℃, and the change trends ofD/Gintegrated intensity ratio and G peak value were similar. The simulation results showed that when the annealing temperature increased, the sp3-sp3bond with a longer bond length in the coating firstly began to transform to the sp2-sp2bond. As the annealing temperature increased, the sp3-sp3bond with a shorter bond length began to change. Among them, the sp3-sp3bond had the highest conversion rate, and Si and C formed the Si-C bond with high thermal stability. The annealing has an important effect on the thermal stability of a-C:Si coating. When the annealing temperature is 400 ℃, the a-C:Si coating begins to graphitize. Si can stabilize the atomic structure, and C-sp3bonded to Si possesses higher thermal stability, which also reduces the rate of graphitization.

annealing temperature; magnetron sputtering; a-C:Si coating; thermal stability; sp3-sp3bond conversion; molecular dynamics

2019-08-16；

2020-01-15

TANG Kun (1980—), Male, Doctor, Associate professor, Research focus: precision molding and surface engineering. E-mail: tangkun@csust.edu.cn

唐昆, 張家豪, 李典雨, 等.不同退火溫度下a-C:Si涂層的熱穩定性研究[J]. 表面技術, 2020, 49(6): 244-252.

tg174.442

A

1001-3660(2020)06-0244-09

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2020.06.029

2019-08-16；

2020-01-15

國家自然科學基金項目（51405034，51605045，51875050）；湖南省教育廳科學研究項目（19B011）；長沙理工大學“雙一流”科學研究國際合作拓展項目（2019IC31）

Fund：Supported by the National Natural Science Foundation of China (51405034, 51605045, 51875050), Research Foundation of Education Bureau of Hunan Province, China (19B011), International Cooperation and Development Project for “Double-Class” Scientific Research of Changsha University of Science & Technology (2019IC31)

唐昆（1980—），男，博士，副教授，主要研究方向為精密模壓成型及表面工程。郵箱：tangkun@csust.edu.cn

TANG Kun, ZHANG Jia-hao, LI Dian-yu, et al. Thermal stability of a-C:Si coating at different annealing temperature[J]. Surface technology, 2020, 49(6): 244-252.