DE69519341T2

DE69519341T2 - Überharter Verbundwerkstoff für Werkzeuge

Info

Publication number: DE69519341T2
Application number: DE69519341T
Authority: DE
Inventors: Mitsuhiro Goto; Satoru Kukino; Tetsuo Nakai; Makoto Setoyama; Takashi Yoshioka
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1994-08-01
Filing date: 1995-08-01
Publication date: 2001-03-15
Anticipated expiration: 2015-08-02
Also published as: US5882777A; EP0695731A1; DE69519341D1; CA2155164C; CA2155164A1; EP0695731B1

Description

Hintergrund der Erfindung

Anwendungsgebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf die Verbesserung eines Werkstoffs für Werkzeuge, hergestellt aus einem Sinterkörper (nachstehend als CBN- Sinterkörper bezeichnet), der hauptsächlich aus kubischem Bornitrid (CBN) besteht, und sie bezieht sich insbesondere auf einen superharten Verbundwerkstoff mit einer verbesserten Verschleißfestigkeit.

Beschreibung des verwandten Standes der Technik

Kubisches Bornitrid (CBN) ist nach Diamant das härteste Material und es wird in Schneidwerkzeugen verwendet. Ein CBN-Sinterkörper wird hergestellt durch Sintern von kristallinen Teilchen aus CBN mit einem Bindemittel (Sinterhilfsmittel). Die CBN-Sinterkörper können hauptsächlich in die folgenden drei Typen eingeteilt werden:
(1) ein CBN-Sinterkörper, der 20 bis 80 Vol.-% kristalline CBN-Teilchen enthält, wobei das Bindemittel ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von Ti ist (vgl. z. B. die japanische Patentpublikation A-53-77811);
(2) ein CBN-Sinterkörper, der mehr als 70 Vol.-% kristalline CBN-Teilchen enthält, wobei das Bindemittel Al- und Co-Metalle sind (vgl. z. B. die japanische Patentpublikation B-52-43846);
(3) ein CBN-Sinterkörper, der mehr als 95 Vol.-% kristalline CBN-Teilchen enthält, wobei das Bindemittel M&sub3;B&sub2;N&sub4; ist, worin M für ein Erdalkalimetall steht (vgl. z. B. die japanische Patentpublikation A-59-57967).
Ein CBN-Sinterkörper weist eine sehr hohe Härte und Wärmeleitfähigkeit (oder eine verbesserte Festigkeit bei hohen Temperaturen) auf und wird in Schneidwerkzeugen für eine Vielzahl von Stählen verwendet. So hat beispielsweise der CBN-Sinterkörper des Typs (1) eine Vickers-Härte von 2800 bis 3700 und weist eine verbesserte Verschleißfestigkeit auf und wird daher beim Schneiden von gehärteten Stählen verwendet. Der CBN-Sinterkörper vom Typ (2) hat eine Vickers-Härte von 3500 bis 4300 und weist eine verbesserte Beständigkeit gegen Verschleiß und Abplatzen auf und wird daher beim Schneiden von Gußeisen mit hoher Härte oder dgl. verwendet. Ein CBN-Sinterkörper vom Typ (3) hat eine Vickers-Härte von 4000 bis 4800 und eine hohe Wärmeleitfähigkeit und wird daher beim Verbinden von Werkzeugen oder dgl. verwendet.
Diese CBN Sinterkörper haben jedoch den Nachteil einer Absplitterung und geringen Beständigkeit gegen Oxidation, so daß ein Verschleiß bei den aus dem CBN Sinterkörper hergestellten Werkzeugen unvermeidlich ist schon allein wegen einer unzureichenden Beständigkeit gegen Verschleiß, wenn das Schneiden von Materialien durchgeführt wird, die schwierig zu schneiden sind, wie z. B. Transmissionsstahl.
Es wurde bereits vorgeschlagen, eine Oberfläche des CBN-Sinterkörpers mit einer Vielzahl von verschleißfesten Schichten zu versehen, um so die Verschleißfestigkeit von CBN zu verbessern (vgl. z. B. die japanischen Patentpublikationen A-59-134603, A-61-183187, A-1-96083 und A-1-96084). Die Härte der bekannten verschleißfesten Schichten ist jedoch geringer als diejenige des CBN-Sinterkörpers und daher ist ein Verschleiß zu erwarten.
Es wurde auch bereits vorgeschlagen, eine Oberfläche eines Sintercarbid- Werkzeugs mit TiN, (TiAl)N, TiCN, Al&sub2;O&sub3; oder dgl. zu beschichten. Bei diesem Werkzeug tritt jedoch eine plastische Verformung der Sintercarbidbasis bei einer hohen Schneide-Temperatur auf, die dazu führt, daß sich die verschleißfeste Schicht ablöst oder zerstört wird.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen superharten Verbundwerkstoff für Werkzeuge mit einer verbesserten Festigkeit des Basismaterials und einer verbesserten Verschleißfestigkeit bereitzustellen, der eine verbesserte Härte und Beständigkeit gegen Oxidation bei hohen Temperaturen hat und der zum Schneiden von gehärteten Stählen, qualitativ hochwertigem Gußeisen mit hoher Härte oder dgl. verwendet werden kann.

Zusammenfassung der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen superharten Verbundwerkstoff für Werkzeuge, der umfaßt ein Substrat aus einem CBN-Sinterkörper, der mehr als 20 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, der dadurch gekennzeichnet ist, daß das Substrat einen auflaminierten Film mit einer Laminatstruktur aus superdünnen Filmen aufweist, die jeweils abwechselnd auf mindestens einem Teil der Substrats abgeschieden werden, der an dem Schneiden beteiligt ist, wobei jede Einheitsschicht der superdünnen Filme eine Dicke von 0,2 bis 20 nm aufweist.
Der "Laminatfilm" besteht aus superdünnen Filmen aus den nachstehend angegebenen Verbindungen (a) und (b), die abwechselnd auf dem Substrat abgeschieden werden und insgesamt eine Kristallstruktur des kubischen Systems aufweisen:
(a) ein Nitrid oder Carbonitrid mindestens eines Elements, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt Elemente der Gruppe IVa, Elemente der Gruppe Va, Elemente der Gruppe VIa, Al und B, das eine Kristallstruktur des kubischen Systems und metallische Bindungseigenschaften (nachstehend als metallische Verbindung bezeichnet) aufweist und
(b) mindestens eine Verbindung, die eine andere Kristallstruktur als diejenige eines kubischen Systems und kovalente Bindungseigenschaften (nachstehend als kovalente Verbindung bezeichnet) unter Gleichgewichts- Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck aufweist.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 zeigt eine erläuternde Querschnittsansicht eines erfindungsgemäßen superharten Verbundwerkstoffs.
Fig. 2A erläutert eine erste Ausführungsform einer Vorrichtung zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Laminatfilms.
Fig. 2B zeigt eine erläuternde Ansicht des mit der Vorrichtung gemäß Fig. 2A erhaltenen Laminatfilms.
Fig. 2C stellt eine erläuternde Ansicht der Zusammensetzungs-Verteilung des mit der Vorrichtung gemäß Fig. 2A erhaltenen Laminatfilms dar.
Fig. 3A erläutert eine zweite Ausführungsform der erfindungsgemäßen Vorrichtung zur Herstellung des Laminatfilms.
Fig. 3B stellt eine erläuternde Ansicht des mit der Vorrichtung gemäß Fig. 3A erhaltenen Laminatfilms dar.
Fig. 3C stellt eine erläuternde Ansicht der Zusammensetzungs-Verteilung des mit der Vorrichtung gemäß Fig. 3A erhaltenen Laminatfilms dar.
Die Fig. 1 erläutert eine Querschnittsansicht eines superharten Verbundwerkstoffes für Werkzeuge, der umfaßt einen Laminatfilm (1), bestehend aus superdünnen Einheitsfilmen (a) und (b), die abwechselnd auf einem Substrat (2) abgeschieden sind. Eine Zwischenschicht (3) und eine Oberflächenschicht (4) können gegebenenfalls gebildet werden. Der superdünne Film (a) oder (b) ist in der Fig. 1 dargestellt, seine tatsächliche Dicke beträgt jedoch 0,2 bis 20 nm, dies entspricht etwa 1/100 der Dicke der Zwischenschicht (3), die 0,05 bis 5 um dick ist, und der Dicke der Oberflächenschicht (4), die 0,1 bis 5 um dick ist.
Ein "Laminierungscyclus" oder ein "Laminierungsabstand" ist eine wiederkehrende Einheit der superdünnen Filme (a) und (b) und stellt die Summe λ ihrer Dicken dar [λ = (a) + (b)].
In dem Laminatfilm (1), der aus superdünnen Filmen (a) und (b) gemäß der vorliegenden Erfindung besteht, wird eine Kristallstruktur eines dünnen Films aus mindestens einer kovalenten Verbindung in eine Kristallstruktur umgewandelt, die hauptsächlich eine solche des kubischen Systems ist, bei der es sich um eine Kristallstruktur von Metallverbindungen handelt, so daß der Laminatfilm (1) insgesamt eine einzelne Kristallstruktur des kubischen Systems aufweist, die sowohl Eigenschaften der kovalenten Verbindung als auch der Metallverbindung aufweist.
Der Laminatfilm (1), der aus superdünnen Filmen (a) und (b) besteht, kann eine Struktur aufweisen (nachstehend als "Schicht mit modulierter Zusammensetzung" bezeichnet), in der zwei Verbindungen oder mehr als zwei Verbindungen ihre Zusammensetzungen auf kontinuierliche Weise entweder vollständig oder teilweise verändern ohne Bildung von Grenzflächen und teilweise eine kovalente Verbindung des kubischen Systems enthalten. Der Laminatfilm (1) kann eine Struktur aufweisen, in der klare Grenzflächen und eine Schicht mit einer modulierten Zusammensetzung, die keine klaren Grenzflächen aufweist, miteinander kombiniert sind.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung kann der Laminatfilm (1), der aus superdünnen Filmen (a) und (b) besteht, eine Schicht mit einer modulierten Zusammensetzung aufweisen, in der sich die Zusammensetzung allmählich und kontinuierlich ändert und die zwischen benachbarten superdün nen Einheitsfilmen (a) und (b) angeordnet ist. Ein Vorteil des Laminatfilms (1) mit Schichten mit modulierter Zusammensetzung besteht darin, daß der Laminatfilm (1) innerhalb breiterer Bereiche der Herstellungs-Bedingungen hergestellt werden kann.
Die Laminatbildung oder Schichtenbildung kann erfolgen durch Kombinieren einer Metallverbindung und einer kovalenten Verbindung. Die Verbindungen können aus unterschiedlichen Elementen bestehen oder sie können ein oder mehrere gemeinsame Elemente enthalten oder sie können aus den gleichen Elementen bestehen, jedoch unterschiedliche Mengenanteile der Elemente enthalten. So wird beispielsweise im Falle einer Kombination von Ti und Al eine metallische Verbindung bei einem Ti-reichen Verhältnis erhalten, während eine kovalente Verbindung bei einem Al-reichen Verhältnis erhalten wird. Das gleiche Ergebnis wird erhalten, wenn Al durch B ersetzt wird. Wenn eine Vielzahl von superdünnen Filmen (a) und/oder (b) vorliegt, kann jeder Film (a) oder (b) aus einer identischen Verbindung für alle Schichten oder aus verschiedenen Verbindungen für jede Schicht hergestellt sein.
Die kovalente Verbindung (b) kann eine Verbindung sein, die mindestens eines der Elemente Al und B enthält und vorzugsweise handelt es sich dabei um Aluminiumnitrid (AlN).
Die Nitrid- oder Carbonitrid-Verbindung (a), die metallische Bindungs- Eigenschaften aufweist, kann ein Nitrid, ein Carbid, ein Compositnitrit, ein Compositcarbid oder ein Compositcarbonitrid sein, das mindestens ein Element enthält, ausgewählt aus der Gruppe, die Ti, Zr, Cr, V, Hf, Al und B umfaßt.
Der Laminatfilm (1), der aus superdünnen Filmen besteht, kann hergestellt werden unter Anwendung eines physikalischen Dampfabscheidungs- Verfahrens (PVD-Verfahrens), beispielsweise durch Sputtern und Ionenplattierung, welches die Durchführung einer Oberflächen-Behandlung des Substrats oder Werkzeugs erlaubt, ohne die ihm eigene hohe Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit zu beeinträchtigen.
Die Aufeinanderlaminierung oder Aufeinanderschichtung von erfindungsgemäßen superdünnen Filmen erfordert die Anwendung eines Verfahrens, bei dem ein Film aus einer kovalenten Verbindung gebildet werden kann, die einen geringeren amorphen Anteil enthält und mehr kristallin ist. In der Praxis wird vorzugsweise eine "Lichtbogen-Ionenplattierung" angewendet, mit der Materialelemente stark ionisiert werden können. Es können auch andere Verfahren, beispielsweise die reaktive Ionenplattierung und das Sputtering einschließlich des Magnetron-Sputtering, angewendet werden, die nach diesen Verfahren hergestellten resultierenden Filme weisen jedoch verhältnismäßig schlechtere Eigenschaften auf wegen des gleichzeitigen Vorhandenseins von amorphen Komponenten, was unvermeidbar ist.
Vorzugsweise wird insbesondere das reaktive PVD-Verfahren angewendet. Höhere Ionisierungsraten können nämlich erzielt werden nach dem reaktiven PVD-Verfahren, bei dem ein Target oder mehrere Targets aus Metall oder einer Legierung, die mindestens ein Element, ausgewählt aus den Elementen IVa, Va, VIa, B und Al, und ein Gas, das mindestens eines der Elemente C und N enthält, verwendet werden, als durch ein einfaches PVD-Verfahren, bei dem ein Target aus einem Nitrid und/oder Carbid verwendet wird. Die Lichtbogenionenplattierung, die eine hohe Ionisierungsrate gewährleistet und kristalline kovalente Verbindungen erzeugen kann, wird vorteilhaft angewendet zur Herstellung der hochkristallinen kubischen kovalenten Verbindung gemäß der vorliegenden Erfindung. Es kann auch ein anderes Gas als ein Materialgas, z. B. ein Inertgas aus Ar und He, und ein Ätzmittelgas aus H&sub2; in eine Filmbildungskammer eingeleitet werden.
Wenn der erfindungsgemäße Laminatfilm, der aus superdünnen Filmen besteht, auf Schneidwerkzeuge, insbesondere auf die Schneidespitzen (Schneidedüsen), aufgebracht wird, ist es bevorzugt, die Oberflächen und die Flanke (Freifläche) der Spitze mit unterschiedlichen Laminatfilmen zu beschichten, die unterschiedliche Laminierungscyclen (Schichtcyclen) aufweisen, was von den Eigenschaften abhängt, die auf der Oberfläche bzw. auf der Flanke erforderlich sind.
Die Fig. 2A zeigt eine erläuternden Ansicht einer ersten Ausführungsform einer Vorrichtung zur Herstellung des erfindungsgemäßen Laminatfilms, der aus superdünnen Filmen besteht.
Jedes Substrat (2), beispielsweise ein Werkzeug oder eine Werkzeugspitze, wird auf einem rotierenden Halter (5) festgehalten. Während der rotierende Halter (5) in Rotation versetzt wird, werden mittels zweier Dampfquellen (10; 11) Al- und Ti-Dämpfe erzeugt durch Erzeugung einer Lichtbogenentladung zwischen den Dampfquellen (10, 11) und der jeweiligen Lichtbogenelektrode (20) in einer Stickstoffgas-Atmosphäre, so daß superdünne Filme aus AlN und TiN alternierend auf einer Oberfläche des Substrats (2) abgeschieden werden.
Bei dieser Ausführungsform wird ein Schirm oder eine Maske (6) verwendet zur Herstellung eines Laminatfilms, der praktisch keine Schicht mit modulierter Zusammensetzung (a/b/a...) aufweist, wie in der Fig. 2B dargestellt. Die Fig. 2C zeigt eine Verteilung der Komponenten des resultierenden Laminatfilms, der aus superdünnen Filmen besteht.
Die Fig. 3A stellt eine erläuternde Ansicht einer zweiten Ausführungsform der Vorrichtung zur Herstellung des Laminatfilms dar, der aus superdünnen Filmen besteht, gemäß der vorliegenden Erfindung. Diese zweite Ausführungsform unterscheidet sich von der ersten Ausführungsform dadurch, daß in diesem Fall Schichten mit einer modulierten Zusammensetzung gebildet werden können. Tatsächlich umgeben vier Dampfquellen (10, 10', 11, 11') aus Al und Ti den Rotationshalter (5), so daß die Schichten mit der modulierten Zusammensetzung (c) in Zonen gebildet werden, in denen sowohl Dämpfe von Ti als auch von Al ankommen unter Bildung eines Nitrids von Ti und Al. Die Fig. 3B erläutert einen Laminatfilm, der in diesem Beispiel erhalten wird, und die Fig. 3C zeigt die Verteilung der Komponenten des resultierenden Laminatfilms.
Zwischen dem Substrat 2 und dem Laminatfilm 1 ist vorzugsweise mindestens eine Zwischenschicht 3 mit einer Dicke von 0,05 bis 5 um angeordnet. Diese Zwischenschicht (3) wird vorzugsweise hergestellt aus einem Material, ausgewählt aus einer Gruppe, die umfaßt ein Borid, Nitrid, Carbid und Oxid von Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa und ihre festen Lösungen. Die Zwischenschicht (3) dient der Erhöhung der Haftung zwischen dem Laminatfilm (1) und dem Substrat (2). Diese Zwischenschicht setzt erwartungsgemäß die restlichen Spannungen in dem auf einem Substrat abgeschiedenen Film herab, das sich von dem Film in seinen Eigenschaften dadurch unterscheidet, daß eine graduelle Kontrolle seiner Eigenschaften gewährleistet wird.
Es ist auch bevorzugt, eine Oberflächenschicht (4) mit einer Dicke von 0,1 bis 5 um auf einer äußeren Oberfläche des Laminatfilms (1) abzuscheiden. Die Oberflächenschicht (4) wird vorzugsweise hergestellt aus einem Material, ausgewählt aus einer Gruppe, die umfaßt ein Borid, Nitrid, Carbid und Oxid von Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa.
Im allgemeinen weisen kovalente Verbindungen andere Kristallstrukturen auf als diejenigen des kubischen Systems und sie besitzen eine hohe Härte und hohe Beständigkeit gegen Wärme. So hat beispielsweise Aluminiumnitrid (AlN), das in Form von Sinterkörpern verwendet wird, eine Wurtzit-Struktur in der Gleichgewichtsphase bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck und weist ausgezeichnete Eigenschaften in bezug auf Härte und Wärmebeständigkeit auf. Diamant und kubisches Bornitrid (CBN), die kovalente Verbindungen darstellen, haben eine Kristallstruktur des kubischen Systems, die in der Nicht-Gleichgewichtsphase bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck ausgezeichnete Eigenschaften in bezug auf Härte und Wärmebeständigkeit aufweist.
Aufgrund dieser Tatsachen ist zu erwarten, daß es Substanzen gibt, die in anderen kovalenten Verbindungen ausgezeichnete Eigenschaften in bezug auf Härte und Wärmebeständigkeit in einer Nicht-Gleichgewichtsphase des kubischen Systems aufweisen. Ein dünner Film des kubischen Systems, der in der Nicht-Gleichgewichtsphase einer kovalenten Verbindung vorliegt, ist jedoch sehr schwierig zu synthetisieren und selbst wenn er synthetisiert würde, kann ein solcher Film nicht als verschleißfester Film oder Schutzfilm verwendet werden, weil der Film eine sehr geringe Haftung an einem Substrat oder einer Zwischenschicht aufweist, die in der Regel ein harter dünner Film mit metallischen Bindungs-Eigenschaften ist, der eine Kristallstruktur des kubischen Systems vom NaCl-Typ wie TiN und TiCN aufweist.
Um einen Kompromiß in bezug auf die Eigenschaften einer kovalenten Verbindung und einer metallischen Verbindung zu erhalten, kann an eine Laminatstruktur derselben gedacht werden. Ein einfaches Aufeinanderlaminieren führt jedoch zu einem schlechten Film, in dem zwei Schichten der Verbindungen durch eine schwache Bindung an der Grenzfläche miteinander verbunden sind und die sich daher leicht ablösen, so daß ein solcher konventioneller Film nicht als Schutzfilm oder als verschleißfester Film verwendet werden kann. In einem konventionellen Laminatfilm wird tatsächlich keine zufriedenstellende Bindung zwischen den Atomen an den Grenzflächen zwischen dem Substrat und der Zwischenschicht und zwischen benachbarten Schichten der Verbindungen erhalten, weil zwei Schichten der Verbindungen unterschiedliche Bindungs-Eigenschaften wie eine kovalente Bindung und eine metallische Verbindung zusätzlich zu einem Unterschied in bezug auf ihre Kristallstrukturen aufweisen.
In dem offengelegten japanischen Patent Nr. 5-80547 ist ein Mehrschichtenfilm beschrieben, der aus 0,5 bis 40 nm dicken dünnen Filmen als Schutzfilm für Metall-Oberflächen besteht. In diesem Patentdokument muß der Mehrschichtenfilm eine Grenzfläche aufweisen, die kohärent mit den Kristallgittern ist. Das erwünschte epitaxiale Wachstum von dünnen Filmen wird in dem Mehrschich tenfilm nämlich nur für den Fall gewährleistet, daß dünne Filme aus metallischen Verbindungen bestehen und zwei zueinander benachbarte dünne Filme im wesentlichen identische Eigenschaften einschließlich gleicher Gitterkonstanten (beispielsweise gleiche Abstände zwischen den Ebenen) haben.
Der erfindungsgemäß verwendete Laminatfilm (1) wird erhalten durch alternierendes Abscheiden eines superdünnen Films (a) mit einer Kristallstruktur des kubischen Systems, der hauptsächlich aus einer metallischen Verbindung besteht, und eines superdünnen Films (b) mit einer anderen Kristallstruktur als einer solchen des kubischen Systems unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck, der hauptsächlich aus einer kovalenten Verbindung besteht, wobei jede Einheitsschicht der superdünnen Filme (a) und (b) eine Dicke von 0,2 bis 20 nm hat, und der Laminatfilm insgesamt eine Kristallstruktur des kubischen Systems aufweist.
Erfindungsgemäß weisen nämlich eine Verbindung, die hauptsächlich aus einer kovalenten Verbindung besteht, die keine Kristallstruktur des kubischen Systems unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck aufweist und in einer Form eines solchen extrem dünnen Films von weniger als 20 nm vorliegt und sandwichartig umgeben ist von zwei benachbarten dünnen Filmen, die hauptsächlich aus einer metallischen Verbindung hergestellt sind, die jeweils eine Kristallstruktur des kubischen Systems aufweisen und in Form eines extrem dünnen Films von weniger als 20 nm vorliegen, und der resultierende Laminatfilm insgesamt eine Kristallstruktur des kubischen Systems auf. Das heißt mit anderen Worten, die beiden unterschiedlichen dünnen Filme (a) und (b) wechseln sich sandwichartig in dem erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) ab, was zu einer Veränderung der Kristallstruktur zwischen benachbarten dünnen Filmen führt unter Bildung einer Kristallstruktur des kubischen Systems. Diese Tatsache wird durch die Analyse eines Röntgenbeugungsdiagramms bestätigt.
In dem erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) ändert sich die Kristallstruktur der kovalenten Verbindung in eine solche des kubischen Systems. Es wird angenommen, daß die Härte des erfindungsgemäßen Laminatfilms (1) auf eine Anreicherung von Spannungsenergie, die durch die Änderungen der Kristallstruktur in der Verbindung verursacht wird, und auf eine Anreicherung von Spannungsenergie zurückzuführen ist, die verursacht wird durch das Verbinden von Atomen in jeder Schicht der beiden Verbindungen an ihren Grenzflächen und in der Schicht mit der modulierenden Zusammensetzung.
In dem erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) treten die eigenen ausgezeichneten Eigenschaften der kovalenten Verbindung in Erscheinung und es wird auch eine zufriedenstellende Atombindung zwischen den dünnen Filmen in dem Laminatfilm erzeugt, weil sich die Kristallstrukturen zu einer identischen Struktur ändern, und der Laminatfilm (1) weist eine zufriedenstellende Haftung an der Zwischenschicht und dem Substrat auf. Der erfindungsgemäße Laminatfilm (1) ist verbessert in bezug auf seine Härte, seine Säurebeständigkeit und Verschleißfestigkeit, verglichen mit einem konventionellen Schutzfilm oder einer konventionellen Überzugsschicht. Deshalb weisen Werkzeuge, die den erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) aufweisen, eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und Wärmebeständigkeit auf.
Die Dicke des dünnen Films aus der metallischen Verbindung unterliegt keiner speziellen Beschränkung, sondern beträgt vorzugsweise weniger als 20 nm, weil die durch die kovalente Verbindung erzielten Vorteile, wie hohe Härte und hohe Säurebeständigkeit, nicht auftreten, wenn die Dicke der Schicht aus der metallischen Verbindung zunimmt im Vergleich zu derjenigen der Schicht aus der kovalenten Verbindung.
Wenn die Dicke der dünnen Filme (a) und (b) nicht mehr als 0,2 nm beträgt, wird der erfindungsgemäße Laminatfilm (1) als Ganzes zu einer gemischten Schicht von dünnen Filmen (a) und (b) als Folge der wechselseitigen Diffusion oder anderer Einflüsse, so daß Vorteile der vorliegenden Erfindung nicht zu erwarten sind.
Wenn die Dicke des erfindungsgemäßen Laminatfilms (1) nicht mehr als 0,5 um beträgt, ist keine Verbesserung der Verschleißfestigkeit festzustellen. Wenn dagegen die Dicke des Laminatfilms (1) 10 um übersteigt, wird die Haftung an dem Substrat geringer wegen des Einflusses der restlichen Spannung in dem Laminatfilm (1). Deshalb wird die Dicke des Laminatfilms (1) vorzugsweise so gewählt, daß sie in dem Bereich von 0,5 bis 10 um liegt.
Es sei darauf hingewiesen, daß die Vorteile des erfindungsgemäßen Laminatfilms (1) nicht aus einer Grenzfläche zwischen den aufeinandergeschichteten oder aufeinanderlaminierten Verbindungen resultieren und das Vorliegen der Grenzfläche zwischen den Verbindungen daher nicht erforderlich ist, unabhängig davon, ob es sich um eine klare oder unklare Grenzfläche handelt. Die Vorteile der vorliegenden Erfindung können nämlich auch in einer solchen Struktur oder in einer Schicht mit einer modulierten Zusammensetzung erhalten werden, in der alle oder ein Teil der Elemente in zwei benachbarten Verbindungen sich an der Grenzfläche kontinuierlich ändern und in einem bestimmten Zusammensetzungs-Bereich wird eine kovalente Verbindung des kubischen Systems erhalten. In diesem Fall wird die Kristallstruktur der kovalenten Verbindung durch das kubische System stabilisiert, so daß die Härte und die Säurebeständigkeit verbessert werden, ausgezeichnete Schneide- Eigenschaften mit einer verbesserten Verschleißfestigkeit und Wärmebeständigkeit erhalten werden und das Ablösen, hervorgerufen durch Defekte oder scharfe Änderungen der Spannungen in einem Film vermieden werden kann.
Der erfindungsgemäße Laminatfilm (1) weist eine derart hohe Härte in Form einer Wickers-Härte von mehr als 4000 kgf/mm² unter einer Belastung von 1 gf auf.
Eine Verbesserung der Haftung der Zwischenschicht (3) ist nicht festzustellen, selbst wenn deren Dicke nicht mehr als 0,05 um beträgt und 5 um übersteigt. Deshalb wird vom Standpunkt der Produktivität aus betrachtet die Dicke der Zwischenschicht (2) vorzugsweise so gewählt, daß sie in einem Bereich zwischen 0,05 und 5 um liegt.
Die Dicke der Oberflächenschicht (4), die auf dem erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) erzeugt worden ist, liegt vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,1 und 5 um. Bei einer Dicke von weniger als 0,1 um ist eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit nicht festzustellen. Dicken von mehr als 5 um ergeben ebenfalls keine Verbesserung der Verschleißfestigkeit als Folge einer Ablösung oder aus anderen Gründen.
Der erfindungsgemäße superharte Verbundwerkstoff wird geformt oder maschinell bearbeitet zu und vorteilhaft verwendet als Schneidwerkzeug, beispielsweise als Spitzen, Bohrer und Schaftfräser. Es hat sich gezeigt, daß Werkzeuge, die aus dem erfindungsgemäßen superharten Verbundwerkstoff hergestellt sind, überraschend verbesserte Schneideeigenschaften und eine fange Lebensdauer haben.
Bei einer Schneidespitze hat es sich gezeigt, daß die Schneideeigenschaften und die Lebensdauer der Schneidespitze deutlich zunehmen, wenn der Laminierungscyclus des Laminatfilms (1) an der Oberfläche größer ist als der Laminierungscyclus an der Flanke. Bei einer anderen Spitze mit einer anderen Gestalt und Anwendung nehmen die Schneideeigenschaften und die Lebensdauer der Schneidespitze deutlich zu, wenn der Laminierungscyclus an der Flanke größer ist als der Laminierungscyclus an der Oberfläche. Dies bedeutet, daß die geforderten Eigenschaften wie Verschleißfestigkeit und Säurebeständigkeit für die Oberfläche und die Flanke von den Anwendungsbereichen abhängen und durch einen optimalen Laminierungscyclus voneinander differenziert werden können.
Das Substrat (2) kann aus den folgenden bevorzugten drei CBN-Sinterkörpern (1) bis (3) ausgewählt werden:
(1) Ein CBN-Sinterkörper, der 30 bis 90 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, wobei die übrigen Teile ein Bindemittel darstellen, das aus mindestens einem Vertreter besteht, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt ein Nitrid, Carbid, Borid und Oxid von Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa und ihren festen Lösungen und einer Aluminium-Verbindung und unvermeidlichen Verunreinigungen. Das Bindemittel besteht vorzugsweise zu 50 bis 98 Gew.-% aus mindestens einem Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt TiC, TiN, TiCN, (TiM)C, (TiM)N und (TiM)CN, worin M für ein Übergangsmetall steht, ausgewählt aus Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa, ausgenommen Ti, und zu 2 bis 50 Gew.-% aus einer Aluminium-Verbindung.
(2) Ein CBN-Sinterkörper, der 40 bis 95 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, wobei die restlichen Teile mindestens ein Bindemittel darstellen, das ausgewählt wird aus der Gruppe, die umfaßt TiN, ein Borid und Carbid von Co oder W, Aluminiumnitrid, Aluminiumborid und ihren festen Lösungen und unvermeidlichen Verunreinigungen. Das Bindemittel enthält vorzugsweise 1 bis 50 Gew.-% TiN.
(3) Ein CBN-Sinterkörper, der mehr als 90 Vol.-% kristalline CBN-Teilchen enthält, wobei die restlichen Teile ein Bindemittel darstellen, das besteht aus einem Bornitrid von Elementen der Gruppen Ia oder IIa und TiN und unvermeidlichen Verunreinigungen. Das Bindemittel enthält vorzugsweise 1 bis 50 Gew.-% TiN.
Der CBN-Sinterkörper des Typs (1) selbst ist bekannt und seine Eigenschaften und sein Herstellungsverfahren sind in der japanischen Patentpublikation A- 53-77811 näher beschrieben.
Der CBN-Sinterkörper des Typs (2) kann hergestellt werden durch Zugabe von TiN zu einem Bindemittel, wie in der japanischen Patentpublikation B 52- 43846 beschrieben. Durch Zugabe von TiN wird die Haftung an dem erfindungsgemäßen Laminatfilm (1) erhöht.
Der CBN-Sinterkörper des Typs (3) kann hergestellt werden durch Zugabe von TiN zu einem Bindemittel, wie es in der japanischen Patentpublikation A-59- 57967 beschrieben ist. Durch die Zugabe von TiN wird auch bei diesem CBN- Sinterkörper-Typ die Haftung an dem Laminatfilm (1) erhöht.
In dem CBN-Pulver vom Typ (1) werden durch das Bindevermögen von TiN, TiC und ihrer festen Lösung und Aluminium oder einer Aluminium-Legierung und unvermeidliche Verunreinigungen bei hohen Temperaturen und hohem Druck so gesintert, daß diese Verbindungen in Form von Titanborid (TiB&sub2;), Aluminiumborid (AlB&sub2;) und Aluminiumnitrid (AlN) an der Grenzfläche zwischen den CBN-Teilchen und dem Bindemittel gebildet werden, was zu einer Erhöhung der Bindungskraft zwischen den Teilchen und zu einer Verbesserung der Zähigkeit und Festigkeit des resultierenden Sinterkörpers führt.
Insbesondere dann, wenn TiN oder TiC in dem Bindemittel verwendet wird, ist es vorteilhaft, eine überschüssige Menge an freiem Titan in der Weise zu verwenden, daß der Wert von "z" von TiCz und TiNz zu einem solchen Wert außerhalb des stöchiometrischen Wertes verschoben ist, daß er in dem Bereich von 0,5 ≤ z ≤ 0,85 für TiNz bzw. in dem Bereich von 0,65 ≤ z ≤ 0,85 für TiCz liegt, so daß die Reaktion zwischen CBN und dem Bindemittel gefördert wird unter Bildung von Reaktionsprodukten wie AlB&sub2; AlN und TiB&sub2;, die zu einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit und Festigkeit beitragen. Wenn der Wert von "z" unterhalb 0,5 und 0,65 liegt, wird eine Pulver-Zuführung schwierig wegen der durch die Oxidationsreaktion erzeugten Wärme. Wenn dagegen der "z"-Wert 0,85 übersteigt, wird kein Vorteil erzielt in bezug auf die Reaktionsfähigkeit mit CBN, verglichen mit dem Fall, bei dem TiC und TiN in stöchiometrischen Werten verwendet werden.
Wenn Pulver von TiCz (0,65 ≤ z ≤ 0,85) und TiNz (0,5 ≤ z ≤ 0,85) als Ausgangsmaterial für einen CBN-Sinterkörper verwendet werden, sollte der Gehalt der Aluminium-Verbindung in dem CBN-Sinterkörper höher als 2 Gew.-% sein, da ansonsten eine zufriedenstellende Reaktion zwischen CBN und der Aluminium-Verbindung nicht erzielt wird, was dazu führt, daß der CBN durch das Bindemittel nicht ausreichend zusammengehalten wird. Wenn dagegen die Gehalte 40 Gew.-% übersteigen, nimmt der Mengenanteil an CBN, das eine höhere Härte und mechanische Festigkeit als AlB&sub2; und AlN aufweist, ab, was dazu führt, daß die Verschleißfestigkeit scharf abnimmt. Aus diesem Grund war es in dem Stand der Technik, wenn Pulver aus TiCz (0,65 ≤ z ≤ 0,85) und TiNz (0,5 ≤ z ≤ 0,85) als Ausgangsmaterial für einen CBN-Sinterkörper zur Herstellung von Werkzeugen verwendet werden, bisher unerläßlich, ein Verhältnis von 60 bis 80 Gew.-% TiN oder TiC und 20 bis 40 Gew.-% Aluminium- Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidliche Verunreinigungen einzuhalten.
In einem erfindungsgemäßen superharten Verbundwerkstoff für Werkzeuge kann jedoch die verhältnismäßig geringe Verschleißfestigkeit, die ein Schwachpunkt des CBN-Sinterkörpers ist, durch den Laminatfilm, der aus superdünnen Filmen besteht, die eine verbesserte Verschleißfestigkeit aufweisen, überdeckt werden. Deshalb sind in dem CBN-Sinterkörper, der erfindungsgemäß für die Herstellung des superharten Verbundwerkstoffs für Werkzeuge verwendet wird, Zähigkeit und Festigkeit mehr gefordert als Verschleißfestigkeit. Das heißt mit anderen Worten, daß ein solches Material nicht als Basis für Schneidwerkzeuge verwendet werden kann, die beim Schneiden von harten, schwer schneidbaren Materialien eingesetzt werden sollen, wegen der geringen Verschleißfestigkeit, obgleich es eine ausreichende Zähigkeit besitzt, um erfindungsgemäß verwendet werden zu können. So ist beispielsweise ein CBN-Sinterkörper, der eine überschüssige Menge Aluminium-Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidliche Verunreinigungen in dem Bindemittel enthält, ein ideales Basismaterial für einen superharten Verbundwerkstoff für Werkzeuge, der Beständigkeit gegen Verschleiß und Beschädigung aufweist, nachdem der erfin dungsgemäße Laminatfilm, der aus superdünnen Filmen besteht, darauf abgeschieden worden ist.
Insbesondere ist dann, wenn Pulver aus TiCz (0,65 ≤ z ≤ 0,85) oder TiNz (0,5 ≤ z ≤ 0,85) als Ausgangsmaterial für den CBN-Sinterkörper verwendet werden, der obengenannte Vorteil bemerkenswert, wenn das Bindemittel in dem CBN- Sinterkörper zu 50 bis 80 Gew.-% aus TiN und zu 20 bis 50 Gew.-% aus einer Aluminium-Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht und eine Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt gemäß JIS von höher als 110 kgf/mm² aufweist, und wenn das Bindemittel in dem CBN-Sinterkörper zu 50 bis 80 Gew.-% aus TiC und zu 20 bis 50 Gew.-% aus einer Aluminium- Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht und eine Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt gemäß JIS, von höher als 105 kgf/mm² aufweist. Aus diesen Materialien können Werkzeuge mit einer ausreichend langen Lebensdauer hergestellt werden, die bei der üblichen Verwendung akzeptabel sind, wenn sie in einem schwierig durchführbaren harten Schneidevorgang von gehärtetem Stahl mit einer hohen Härte verwendet werden, für die konventionelle CBN-Sinterwerkzeuge oder bekannte CBN-Werkzeuge, die mit einem verschleißfesten Überzug beschichtet sind, nicht verwendet werden können.
Die Gehalte an Aluminium-Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen in einem CBN-Sinterkörper, der aus TiCz (0,65 ≤ z ≤ 0,85) oder TiNz (0,5 ≤ z ≤ 0,85) hergestellt wird, müssen weniger als 50 Gew.-% betragen. Wenn die Gehalte 50 Gew.-% übersteigen, weist der CBN-Sinterkörper eine unzureichende Härte und Festigkeit auf und kann nicht als Substrat für Verbundwerkstoffe für Werkzeuge verwendet werden.
Im Falle eines CBN-Sinterkörper vom Typ (2) hat das CBN-Pulver vorzugsweise eine durchschnittliche Teilchengröße von weniger als 3 um, so daß man einen Sinterkörper mit einer Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt nach JIS, von höher als 105 kgf/mm² erhält. Der mit dem erfindungsgemäßen Laminat film beschichtete CBN-Sinterkörper kann in schwierig durchzuführenden harten Schneidevorgängen von gehärtetem Stahl mit einer hohen Härte verwendet werden, für welche die konventionellen CBN-Sinterstähle oder die bekannten, mit einem verschleißfesten Überzug versehenen CBN-Werkzeuge nicht verwendet werden können, und mit denen keine ausreichend lange Lebensdauer des Werkzeugs, die für den üblichen Gebrauch akzeptabel ist, erzielt werden kann.
Zusammenfassend betrifft die vorliegende Erfindung einen superharten Verbundwerkstoff mit einer verbesserten Festigkeit des Basismaterials, einer verbesserten Verschleißfestigkeit und Härte (Oxidationsbeständigkeit) bei hohen Temperaturen, der somit zum Schneiden von Stählen, die schwer maschinell zu bearbeiten sind, verwendet werden kann.
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf Beispiele näher beschrieben, die Erfindung ist jedoch auf diese Beispiele nicht beschränkt.

Beschreibung bevorzugte Ausführungsformen

Beispiel 1

Ein Pulver aus TiN und ein Pulver aus AlN wurden in einem Gewichtsverhältnis von 80 : 20 in einem Behälter aus einer Sintercarbid-Legierung, die Kugeln aus dem gleichen Material enthielt, miteinander gemischt zur Herstellung eines Bindemittelpulvers. Ein Pulver aus CBN wurde mit dem Bindemittelpulver in einem Volumenverhältnis von 70 : 30 gemischt und die resultierende Pulvermischung wurde unter einem Druck von 48 kb 20 min lang in einem Behälter aus Mo bei 1400ºC gesintert.
Der resultierende Sinterkörper wurde zu einer Spitze für ein Schneidwerkzeug geformt und der Laminatfilm, bestehend aus superdünnen Filmen, wurde auf den Abschnitten der Spitze abgeschieden, die an dem Schneiden beteiligt waren, durch Anwendung eines Ionenplattierungsverfahrens mit einer Vakuumlichtbogenentladung. Bei der Herstellung wurden ein Ti-Target und ein Al- Target in eine Vakuumkammer eingesetzt, wie in der Fig. 2A dargestellt, die Spitzen wurden auf einem Spitzenhalter festgehalten, der im Zentrum der Targets angeordnet war. Nachdem die Vakuumkammer bis auf einen Druck von 10&supmin;&sup5; Torr evakuiert worden war, wurde Argon (Ar)-Gas eingeleitet zur Erzeugung eines Druckes von 10&supmin;² Torr, die Spitzen wurden auf 500ºC erhitzt und es wurde eine Spannung von -2000 V an die Spitzen angelegt, während der Spitzenhalter in Rotation versetzt wurde, um die Oberfläche der Spitzen zu reinigen. Danach wurde das Argongas abgezogen und es wurde Stickstoff(N&sub2;)-Gas mit einer Rate von 300 ml/min eingeleitet. Die Ti- und Al-Targets wurden in einer Lichtbogenentladung verdampft und ionisiert, so daß superdünne Filme aus TiN und AlN alternierend auf der Spitze abgeschieden wurden. Der Laminierungscyclus und die Dicke der superdünnen Filme aus TiN und AlN wurden eingestellt durch Änderung der Rotationsgeschwindigkeit des Spitzenhalters und des Vakuums der Lichtbogenentladung. Die Gesamtdicke des Laminatfilms wurde durch die Dauer der Abscheidungszeit kontrolliert (gesteuert).
Es wurde eine Vielzahl von Laminatfilmen, bestehend aus superdünnen Filmen, abgeschieden durch Ersatz des Ti-Targets durch ein anderes Element der Gruppen IVa bis VIa, wie z. B. Zr.
Zum Vergleich wurden konventionellen Überzugsfilme auf der gleichen Spitze abgeschieden (Proben Nr. 1-28 bis 1-30).
Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 zusammengefaßt, in der bedeuten
1) "Cyclus" den Laminierungscyclus,
2) "Gesamt" die Gesamtdicke,
3) "Kristallstruktur" die Kristallstruktur eines einzelnen Films unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck und
4) "Röntgenmuster" ein Röntgenbeugungsdiagramm des Laminatfilms insgesamt.
Die Verschleißfestigkeit der resultierenden Spitzen wurde durch Schneidetests bestimmt, bei denen ein runder Stahlstab (SUJ2) mit einer Härte von HRC60 entlang seines Umfangs mit einer Schneidegeschwindigkeit von 120 m/min. einer Schneidetiefe von 0,2 mm, einer Zuführung von 0,1 mm pro Umdrehung für 20 min in einem trockenen Zustand geschnitten wurde, um die Verschleißbreite an der Flanke (mm) zu bestimmen.
Im Falle eines konventionellen CBN-Werkzeugs ohne einen Laminatfilm betrug die Verschleißbreite der Flanke 0,250 mm. Tabelle 1 Tabelle 1 (Fortsetzung) Tabelle 1 (Fortsetzung) Tabelle 1 (Fortsetzung) Struktur der harten Überzugsschichten (um)
Fußnoten:
(a) Die Proben Nr. 1-28 bis 1-30 sind Vergleichsbeispiele
(b) In den Proben Nr. 1-28 und 1-30 wurde eine Schicht aus TiCN (2,0 um) und Al&sub2;O&sub3; (1,0 um) anstelle des Laminatfilms aus superdünnen Filmen (a)/(b) aufgebracht
(c) Die Probe Nr. 1-30 wurde durch CVD hergestellt.
In der Tabelle 1 gibt der Stern (*) an, daß die Probe außerhalb der vorliegenden Erfindung liegt. Zum Beispiel ist ein Laminatfilm in der Probe Nr. 1-1 außerhalb der vorliegenden Erfindung wegen einer Dicke von TiN = 0,14 nm, von AlN = 0,16 (Gesamtdicke = 3,4 um) und eines Laminierungscyclus = 0,3 nm. In einem Film der Probe Nr. 1-1 wurde keine klare Schichtenstruktur festgestellt, sondern im Transmissions-Elektronenmikroskop (TEM) wurde eine gemischte Schicht von Inseln festgestellt.
Die Proben Nr. 1-28 bis 1-30 sind Vergleichsbeispiele und stellen Schneidespitzen (Schneidedüsen) dar, welche die konventionellen Überzugsschichten aufweisen. Die Probe Nr. 1-28 weist eine harte Überzugsschicht auf, die besteht aus einer TiCN-Schicht und einer TiN-Schicht, die auf der gleichen Spitze wie in Beispiel 1 unter Anwendung eines Ionenplattierungsverfahrens bei einer Vakuum-Lichtbogenentladung in einer üblichen Filmbildungsvorrichtung hergestellt worden sind. Die Probe Nr. 1-29 weist eine harte Überzugsschicht aus einer TiN-Schicht auf, die nach dem gleichen Verfahren wie die Probe Nr. 1-28 hergestellt worden ist. Die Probe Nr. 1-30 weist eine harte Überzugsschicht, bestehend aus einer TiN-Schicht und einer Al&sub2;O&sub3;-Schicht auf, die auf die gleiche Spitze wie in Beispiel 1 unter Anwendung eines üblichen CVD- Verfahrens aufgebracht worden sind.

Beispiel 2

Das Verfahren des Beispiels 1 wurde wiederholt, wobei diesmal jedoch eine Filmbildungsvorrichtung, wie sie in Fig. 3A dargestellt ist, verwendet wurde (es wurden insgesamt vier Targets aus Ti und Al verwendet) und ein Laminatfilm wurde aus dem gleichen Material und unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1-6 hergestellt (TiN-Schicht = 5,9 nm und AlN-Schicht = 3,0 nm).
Das Vorliegen von aufeinanderlaminierten Modulationsschichten wurde durch Betrachtung im Transmissions-Elektronenmikrokop (TEM), in einem Röntgenanalysator vom Energiedispersions-Typ (EDX) und in einem Elektro nenenergie-Verlustspektroskop (EELS) bestätigt. Der Flankenverschleiß (Verschleiß an der Freifläche) betrug 0,100 mm.

Beispiel 3

Das Verfahren des Beispiels 1 wurde wiederholt, wobei diesmal der CBN- Gehalt (Vol.-%) in dem Substrat und die Zusammensetzungen des Bindemittels wie in der Tabelle 2 angegeben geändert wurden.
Röntgenbeugungsdiagramme der resultierenden Sinterkörper zeigten die Existenz von unvermeidlichen Verunreinigungen, bei denen es sich, wie angenommen wurde, um α-Al&sub2;O&sub3;, WC und Co handelte.
Der resultierende CBN-Sinterkörper wurde zu einer Schneidespitze (Schneidedüse) für ein Schneidwerkzeug geformt und eine Zwischenschicht aus TiN mit einer Dicke von 2 um wurde auf die Abschnitte der Spitze aufgebracht, die am Schneiden beteiligt waren, unter Anwendung eines üblichen PVD-Verfahrens, und dann wurde der Laminatfilm, bestehend aus superdünnen Filmen aus TiN und AlN, alternierend bis zu einer Gesamtdicke von 4,2 um aufgebracht. Jeder superdünne Film hatte eine Dicke von 2,6 nm und der Laminierungscyclus (Schichtcyclus) betrug 5,2 nm. Bei der Herstellung wurde die in Fig. 2A dargestellte Filmbildungsvorrichtung verwendet.
Die Röntgenbeugungsdiagramme zeigten, daß alle resultierenden Laminatfilme eine Kristallstruktur des kubischen Systems aufwiesen.
Die Tabelle 2 gibt die Zeit bis zur Beschädigung an (= die Zeitdauer, bis das Werkzeug beschädigt wurde in min), die ermittelt wurde, wenn ein runder Stahlstab aus carburiertem gehärtetem SCM415 mit den resultierenden Werkzeugen entlang seines Umfangs geschnitten wurde. Tabelle 2
Fußnote:
Zeit bis zur Beschädigung eines CBN-Werkzeugs (CBN = 80 Vol.-%, Bindemittel: 80: CoWB, Co&sub3;W&sub3;B; 20: AlN), das keinen Laminatfilm aufwies: 10 min.

Beispiel 4

Eine Mischung aus einem CBN-Pulver und einem Bindemittel, bestehend aus CoWB, Co&sub3;W&sub3;B, AlN und AlB&sub2; (Volumenverhältnis 80 : 20), wurde unter einem Druck 50 kb 30 min lang bei 1450ºC gesintert, wobei man CBN-Sinterkörper erhielt.
Der resultierende CBN-Sinterkörper wurde zu einer Spitze (Schneidedüse) für ein Schneidwerkzeug geformt und der Laminatfilm, bestehend aus superdünnen Filmen, wurde auf die Abschnitts der Spitze aufgebracht, die an dem Schneiden teilnahmen, unter Anwendung des gleichen Ionenplattierungsver fahrens unter Vakuum-Lichtbogenentladung wie im Beispiel 1. Die Herstellung erfolgte in der gleichen Vorrichtung, wie sie in Fig. 2A dargestellt ist.
In diesem Fall wurden Ti, Al, Ti-Al, Zr, V, Hf und Cr als Targets verwendet. Die Dicke der superdünnen Filme aus TiN, AlN, TiAlN, TiC, ZrN, VN, HfN und CrN wurde durch die Dauer der Abscheidungszeit gesteuert (kontrolliert).
Die Ergebnisse sind in der Tabelle 3 zusammengefaßt. In der Tabelle 3 bedeuten:
1) "Cyclus" den Laminierungs(Schichten)-Cyclus
2) "Gesamt" die Gesamtdicke
3) "Kristallstruktur" die Kristallstruktur eines einzelnen Films unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck und
4) "Röntgenmuster" das Röntgenbeugungsdiagramm des Laminatfilms insgesamt. Tabelle 3 Struktur der harten Überzugsschichten (um) Tabelle 3 (Fortsetzung) Struktur der harten Überzugsschichten (um) Tabelle 3 (Fortsetzung) Struktur der harten Überzugsschichten (um)
Fußnoten: In diesem Beispiel ist die Dicke der Einheitsschicht: (a) (b)
1) "Cyclus" steht für den Laminierungs(Schichten)-Cyclus
2) "Gesamt" steht für die Gesamtdicke
3) "Kristallstruktur" steht für Kristallstruktur eines einzelnen Films unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck und
4) "Röntgenmuster" steht für ein Röntgenbeugungsdiagramm des Laminatfilms insgesamt
(a) TiN Cr AlN 3 nm
(b) Die Proben Nr. 3-27 bis 3-29 sind Vergleichsbeispiele
(c) Bei den Proben Nr. 3-27 und 3-29 wurde eine Schicht aus TiCN (2,0 um) und Al&sub2;O&sub3; (1,0 um) anstelle des Laminatfilms aus den superdünnen Filmen (a)/(b) aufgebracht
(c) Die Probe Nr. 3-29 wurde durch CVD hergestellt
Die Proben Nr. 3-27 bis 3-29 sind Vergleichsbeispiele und Schneidespitzen (Schneidedüsen), die konventionelle Überzugsschichten aufweisen, die nach dem gleichen Verfahren wie das Vergleichsbeispiel des Beispiels 1 hergestellt worden sind.
Die Verschleißfestigkeit der resultierenden Spitzen wurde bestimmt mit einem Schneidetest, bei dem ein runder Stahlstab (SKD11) mit einer Härte von HRC60 entlang seines Umfangs mit einer Schneidegeschwindigkeit von 220 m/min. einer Schneidetiefe von 0,5 mm, einer Zuführung von 0,25 mm pro Umdrehung 15 min lang unter trockenen Bedingungen geschnitten wurde zur Bestimmung der Breite des Flankenverschleißes (Freiflächenverschleißes) (mm).

Beispiel 5

Das Verfahren des Beispiels 1 wurde wiederholt, wobei jedoch das Al-Target durch ein B-Target ersetzt wurde. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 4 zusammengefaßt. Tabelle 4 Struktur der harten Überzugsschichten (um)
1) "Cyclus": der Laminierungs(Schichten)-Cyclus
2) "Gesamt": Gesamtdicke
3) "Kristallstruktur": die Kristallstruktur eines einzelnen Films unter Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck und
1) "Röntgenmuster": ein Röntgenbeugungsdiagramm des Laminatfilms insgesamt.

Beispiel 6

Das Verfahren des Beispiels 1 wurde wiederholt, wobei jedoch die Gehalte an CBN (Vol.-%) und die Zusammensetzung des Bindemittels (Gew.-%) so geändert wurden, wie in der Tabelle 5 angegeben. Jede Zusammensetzung wurde 15 min lang bei 1450ºC und 50 kb gesintert.
Der resultierende Sinterkörper wurde zu einer Spitze aus SNGN 120408 (ISO- Norm) geformt und der Laminatfilm, bestehend aus superdünnen Filmen, wurde auf Abschnitten der Spitze abgeschieden unter Verwendung von CH&sub4;-Gas und N&sub2;-Gas nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1. Bei der Herstellung wurde eine Zwischenschicht aus TiCN zuerst in einer Dicke von 2 um aufgebracht, dann wurden superdünne Filme, bestehend abwechselnd aus TiC- und AlN-Schichten, bis zu einer Gesamtdicke von 5 um abgeschieden. Die Dicke der TiC-Schicht betrug 3 nm und die Dicke der AlN-Schichten betrug 3 nm.
Die Verschleißfestigkeit der resultierenden Spitzen wurde bestimmt mit einem Schneidetest, bei dem ein Testmaterial (SKD11) mit einer Härte von HRC60, das vier U-förmige Rillen auf seinem Umfang aufwies, mit einer Schneidegeschwindigkeit von 120 m/min. einer Schneidetiefe von 0,2 mm, einer Zuführung von 0,1 mm/Umdrehung bis zu 1 km geschnitten wurde, um den Prozentsatz der Beschädigung (Probe Nr 5) zu bestimmen. Zum Vergleich wurde ein üblicher CBN-Sinterkörper ohne den erfindungsgemäßen Laminatfilm ebenfalls getestet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 zusammengefaßt. Tabelle 5 Tabelle 5 (Fortsetzung) Tabelle 5 (Fortsetzung) Tabelle 5 (Fortsetzung) Tabelle 5 (Fortsetzung)
Fußnoten:
1) durchschnittliche Teilchengröße = 2 um
2) durchschnittliche Teilchengröße = 5 um

Claims

1. Superharter Verbundwerkstoff für Werkzeuge, der ein Substrat (2) aus einem CBN-Sinterkörper umfaßt, der mehr als 20 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält,

dadurch gekennzeichnet, daß das genannte Substrat (2) einen Laminatfilm (1) aufweist, der aus superdünnen Filmen (a) und (b) besteht, die jeweils alternierend auf mindestens einen Abschnitt des genannten Substrats (2), der am Schneiden beteiligt ist, aufgebracht sind, wobei der genannte superdünne Film (a) aus einem Nitrid, Carbid oder Carbonitrid mindestens eines Elements, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt Elemente der Gruppe IVa, Elemente der Gruppe Va, Elemente der Gruppe VIa, Al und B, hergestellt ist und eine Kristallstruktur des kubischen Systems und metallische Bindungs-Eigenschaften aufweist, und der genannte superdünne Film (b) aus mindestens einer Verbindung hergestellt ist, die eine andere Kristallstruktur als diejenige des kubischen Systems aufweist und unter den Gleichgewichts-Bedingungen bei Umgebungstemperatur und Umgebungsdruck kovalente Bindungseigenschaften besitzt, wobei jede Einheitsschicht der genannten superdünnen Filme (a) und (b) eine Dicke von 0,2 bis 20 nm aufweist und der genannte Laminatfilm (1) insgesamt eine Kristallstruktur des kubischen Systems aufweist.

2. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, worin eine Schicht mit einer modulierten Zusammensetzung, die sich allmählich und kontinuierlich ändert, zwischen zwei zueinander benachbarten superdünnen Filmen (a) und (b) angeordnet ist.

3. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, worin der genannte superdünne Film (b), der kovalente Bindungseigenschaften aufweist, eine Al oder B enthaltende Verbindung ist.

4. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin der genannte superdünne Film (a), der metallische Bindungseigenschaften aufweist, ein Nitrid, Carbid, Carbonitrid, Kompositnitrid, Kompositcarbid oder Kompositcarbonitrid ist, das mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die Ti, Zr, Cr, V, Hf, Al und B umfaßt, enthält.

5. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 4, worin eine Zwischenschicht (3), hergestellt aus mindestens einem Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt ein Borid, Nitrid, Carbid und Oxid von Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa und ihren festen Lösungen, zwischen dem genannten Substrat (2) und dem genannten Laminatfilm (1) angeordnet ist.

6. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 5, worin eine Oberflächenschicht (4), hergestellt aus mindestens einem Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt ein Borid, Nitrid, Carbid und Oxid von Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa auf einer äußeren Oberfläche des genannten Laminatfilms (1) abgeschieden ist.

7. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 6, worin der genannte Laminatfilm eine Dicke von 0,5 bis 10 um hat.

8. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, worin das genannte Substrat (2) ein CBN-Sinterkörper ist, der 30 bis 90 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, wobei der Rest des genannten CBN-Sinterkörpers ein Bindemittel ist, das besteht aus mindestens einem Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt ein Borid, Nitrid, Carbid und Oxid von Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa und ihre festen Lösungen, und einer Aluminium- Verbindung und unvermeidlichen Verunreinigungen.

9. Verbundwerkstoff nach Anspruch 8, worin das genannte Bindemittel besteht aus 50 bis 98 Gew.-% mindestens eines Vertreters, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt TiC, TiN, TiCN, (TiM)C, (TiM)N und (TiM)CN, worin M für ein Übergangsmetall steht, ausgewählt aus Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa, ausgenommen Ti, und 2 bis 50 Gew.-% einer Aluminium- Verbindung.

10. Verbundwerkstoff nach Anspruch 9, worin das genannte Bindemittel besteht aus 50 bis 98 Gew.-% TiN, 2 bis 50 Gew.-% einer Aluminium- Verbindung und unvermeidlichen Verunreinigungen.

11. Verbundwerkstoff nach Anspruch 10, worin das genannte Substrat (2) ein CBN-Sinterkörper ist, der aus kubischem Bornitrid (CBN)-Pulver hergestellt wurde, wobei das Bindemittel-Pulver besteht aus TiNz (worin z steht für 0,5 ≤ z ≤ 0,85) und Aluminium und/oder einer Aluminium-Verbindung und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei das genannte Bindemittel besteht aus 50 bis 80 Gew.-% TiN und 20 bis 50 Gew.-% einer Aluminium-Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen und eine Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt nach JIS, von mehr als 110 kgf/mm² aufweist.

12. Verbundwerkstoff nach Anspruch 9, worin das genannte Bindemittel besteht aus 50 bis 98 Gew.-% TiC, 2 bis 50 Gew.-% einer Aluminium- Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen.

13. Verbundwerkstoff nach Anspruch 12, worin das genannte Substrat (2) ein CBN-Sinterkörper ist, der aus kubischem Bornitrid (CBN)-Pulver hergestellt wurde, wobei das Bindemittel-Pulver besteht aus TiCz (worin z steht für 0,65 ≤ z ≤ 0,85) und Aluminium und/oder einer Aluminium-Verbindung und unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei das genannte Bindemittel besteht aus 50 bis 80 Gew.-% TiC und 20 bis 50 Gew.-% einer Aluminium-Verbindung, TiB&sub2; und unvermeidlichen Verunreinigungen und eine Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt nach JIS, von mehr als 105 kgf/mm² aufweist.

14. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, worin das genannte Substrat (2) ein CBN-Sinterkörper ist, der 40 bis 95 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, wobei der Rest des genannten CBN-Sinterkörpers ein Bindemittel ist, ausgewählt aus einer Gruppe, die umfaßt TiN, ein Borid und Carbid von Co oder W, Aluminiumnitrid, Aluminiumborid und ihre feste Lösungen und unvermeidliche Verunreinigungen.

15. Verbundwerkstoff nach Anspruch 14, worin das genannte CBN-Pulver eine durchschnittliche Teilchengröße von weniger als 3 um hat und der genannte CBN-Sinterkörper eine Transversal-Bruchfestigkeit, bestimmt nach JIS, von mehr als 105 kgf/mm² aufweist.

16. Verbundwerkstoff nach Anspruch 14, worin das genannte Bindemittel enthält 1 bis 50 Gew.-% TiN und mindestens einen Vertreter, ausgewählt aus der Gruppe, die umfaßt ein Borid und Carbid von Co oder W, Aluminiumnitrid, Aluminiumborid und ihre festen Lösungen.

17. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, worin das genannte Substrat (2) ein CBN-Sinterkörper ist, der mehr als 90 Vol.-% kubisches Bornitrid (CBN) enthält, wobei der Rest des genannten CBN-Sinterkörpers ein Bindemittel ist, das aus einem Bornitrid von Elementen der Gruppe Ia oder IIa, TiN und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

18. Verbundwerkstoff nach Anspruch 17, worin das genannte Bindemittel 1 bis 50 Gew.-% TiN und ein Bornitrid von Elementen der Gruppe Ia oder IIa enthält.

19. Werkzeuge, die aus dem superharten Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 18 hergestellt sind.