WO1999055936A1 - Werkzeugbeschichtung und verfahren zu deren herstellung - Google Patents

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WO1999055936A1
WO1999055936A1 PCT/EP1999/002853 EP9902853W WO9955936A1 WO 1999055936 A1 WO1999055936 A1 WO 1999055936A1 EP 9902853 W EP9902853 W EP 9902853W WO 9955936 A1 WO9955936 A1 WO 9955936A1
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Wolf-Dieter Muenz
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Hauzer Industries B.V.
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/58—After-treatment
    • C23C14/5806—Thermal treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/58—After-treatment
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates

Definitions

  • Tools made of high-speed steel, carbide tools and cermet tools have recently been coated with TiAlN and TiAlYN and with TiAlCrYN and with TiAlScN and with TiAlCrScN or TiAlYScN or TiAlCrYScN.
  • the proportion of Y or Sc or La is preferably about 0.01 to 10 at%.
  • Y yttrium
  • Sc scandium
  • La lanthanum
  • the layer structure is weakened, above all, by thermal stresses and, with increasing wear, is shattered with increasing temperature.
  • the object of the invention is to eliminate these disadvantages and to ensure improved and controllable wear behavior of the coated tools while optimizing the layer properties.
  • This object is achieved according to the invention for tools made of high-speed steel, for hard metal tools and cermet tools which are coated in particular with TiAlN, TiAlYN, TiAlCrYN, TiAlScN, TiAlCrScN, TiAlYScN, TiAlLaN, TiAlCrLaN, TiAlYLaN, TiAlYScLaN, TiAlCrYScN, TiAlCrYLaN or TiAlCrYScLaN, wherein the coatings preferably have a proportion of Y or Sc or La in the range from 0.01 to 10 at% treatment and the layer has a heat in the range of 700 ° C to 1 100 ° C for a period of about 0.5 to 10 hours.
  • 3a to 3c are schematic representations of the wear behavior of layers at increasing temperatures
  • Heat treatment shows a schematic cross-sectional illustration of a PVD coating system that can be used to produce the coating
  • Fig. 7 is a schematic representation of a layer structure on a substrate.
  • TiAlN layers show a significantly improved oxidation behavior (Fig. La).
  • TiN oxidizes spontaneously and is directly and completely converted to TiO 2 (rutile) (Fig. Lb).
  • TiAlN forms a protective layer that follows a parabolic growth law.
  • the reason for this is a double layer consisting of a top layer rich in AI2O3 and an underlying layer rich in TiO2, the growth rate of which is significantly reduced by the presence of AI2O3 (D. McLntyre, JE Greene, G. Häkansson, J.-E. Sundgren , W.-D. Münz, J. Appl. Phys. 67 (1990) 1542).
  • the oxidation behavior can be further improved by adding Cr and Y (LA Donohue, IJ Smith, W.-D. Münz, I. Petrov, JE Greene, Surf. Coat. Technol 94-95 (1997) 226). While the incorporation of 3 at% Cr hardly influences the crystalline structure of the TiAlN layer (the X-ray diffraction spectra of TiAlN and Tio, 44Alo, 53Cro, ⁇ 3N are practically identical), the incorporation of only 2 at% Y leads to a complete change in the Texture ((111) - »(200)) (Fig. 2) and a significant increase in the residual stresses in the layer (3 GPa ⁇ 7 GPa).
  • the residual stress leads to a reduction in the adhesive strength and to a deterioration in the tribological properties of the layer.
  • Fig. 3 clearly illustrates the situation. At a test temperature of 600 ° C the wear of the Y-containing layer is practically 6 times higher than that of Tio, 44Alo, 53Cro, ⁇ 3N.
  • the wear of the Y-containing layer drops sharply with increasing test temperature, although at 800 ° C the wear of the Y-containing layer is still 2 times higher than that of the Y-free layer.
  • Fig. 3c shows that at test temperatures of 400 ° C and 600 ° C there are hardly any differences between Y-containing and Y-free TiAlN layers, but the behavior compared to untreated Y-containing layers is significantly improved. Tests at 800 ° C and 900 ° C show that the heat-treated layers are clearly better than the comparable examples in Figures 3a and 3b.
  • TiAlN and TiAlCrN perform better than TiAlCrYN.
  • TiAlCrYN is slightly better than TiAlN and TiAlCrN.
  • TiAlCrYN as good as TiAlN and TiAlCrN; at 800 ° C: TiAlCrYN slightly better than untreated TiAlN and TiAlCrN; at 900 ° C: TiAlCrYN better than untreated TiAlN and TiAlCrN and also better than untreated TiAlCrYN.
  • the reduced gradient of the lattice parameters as a function of sin ⁇ of the heat-treated layer indicates significantly reduced internal stresses that can be calculated with 3.5 GPa and are practically the same are - as mentioned above - with Y-free layers.
  • the straight line with a steep rise corresponds to an internal stress of 7 GPa. (DB Lewis, LA Donohue, W.-D. Münz, R. Kuzel, V. Valvoda, CJ Blomfield, Surf. Coat. Technol. Vol. 114 2/3 (1999))
  • Fig. 5 (L.A. Donohue et al.) Shows a clear segregation of Y at the grain boundaries.
  • the heat treatment according to the invention should preferably be carried out
  • the coating is carried out by the so-called ABS TM process (Are Bond Sputtering) according to EP patent 0 439 561.
  • the substrates are pre-treated in a vacuum and before coating with Cr + (energy: 1200 eV) to create an anchoring zone that guarantees optimal layer adhesion.
  • the coating is done with so-called unbalanced magnetrons.
  • Fig. 6 shows a schematic cross section of a coating system, which is equipped with four vertically arranged, rectangular cathodes (linear cathodes 600 x 200 mm).
  • the magnets of the magnetrons are arranged so that they form closed magnetic field lines.
  • the unbalancing effect is achieved by electromagnets, whose magnetic fields are polarized in such a way that they reinforce the outer poles of the magnetrons and the closed field path is also supported.
  • a cath target is coated with a Cr target.
  • This target is operated as a "steered arc" (cathodic arc discharge) during the metal ion etching treatment.
  • the arrangement can be such that it can be operated in either arc or magnetron mode.
  • the fourth cathode has a target consisting of 48 at% Ti, 48 at% Al and 4 at% Y 10
  • the Cr cathode is only operated at low power during the coating, for example 0.5 kW, in order to be protected against coating with scattering material originating from the TiAl targets.
  • the low Cr content has no primary or special meaning.
  • the TiAl cathodes (with and without Y) are typically operated at 8 kW.
  • the substrates are held on a turntable that rotates during coating.
  • the substrate or the test specimen or a special tool either takes up pure TiAl or TiAlY or Cr, ie materials which are deposited as nitride because of the reactive atmosphere (Ar and N 2) .
  • the CrN layer is as expected to be particularly thin and should also be mixed with TiAlN due to the scattering effects of the two neighboring TiAl cathodes.
  • Fig. 7 also shows that the Y in this sputtering cathode geometry is also layered, distributed in a TiAl matrix.
  • This layered Y installation has proven particularly successful (see EP 97 01 234), provided the layers are heated above 900 ° C in use or thermally stabilized in an additional heat treatment step after coating.
  • element Y was described as oxidation-stabilizing and interface-stabilizing element.
  • yttrium can also by group III in the periodic system of elements, in particular 1 1
  • Sc and La must also cause the grain boundaries to segregate in order to avoid high internal stresses and the TiAlN layers even at temperatures below 800 ° C to make usable.

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Abstract

Werkzeuge mit Beschichtungen, die insbesondere Y, Sc oder La oder Gemische davon enthalten und nach erfolgter Schichtaufbringung einer Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 700 °C und 1100 °C während Zeitspannen von etwa 0,5 bis 10 Stunden unterzogen sind.

Description

Werkzeugbeschichtung und Verfahren zu deren Herstellung
Werkzeuge aus Schnellarbeitsstahl, Hartmetallwerkzeuge und Cermet- Werkzeuge werden seit kurzem mit TiAlN und TiAlYN und mit TiAlCrYN und mit TiAlScN und mit TiAlCrScN bzw. TiAlYScN oder TiAlCrYScN beschichtet. Dabei beträgt der Anteil von Y bzw. Sc bzw. La bevorzugt etwa 0,01 bis 10 at%.
Durch den Einbau von Y (Yttrium) bzw. Sc (Scandium) bzw. La (Lanthan) entstehen in der Schicht hohe innere Spannungen, die zu einer Ver- sprödung führen. Dadurch wird das Abrasionsverhalten mit zunehmender Temperatur deutlich verschlechtert. Dies gilt vor allem dann, wenn z.B. Yttrium ungleichmäßig, d.h. geschichtet, insbesondere mit einer Wiederholfrequenz von 0,5 bis 50 nm, in die Schicht parallel zur Substratoberfläche eingebaut wird.
Vor allem durch thermische Spannungen wird das Schichtgefüge geschwächt und unter Verschleißbeanspruchung mit zunehmender Temperatur zerrüttet.
Aufgabe der Erfindung ist es, diese Nachteile zu beseitigen und unter Optimierung der Schichteigenschaften ein verbessertes und kontrollierbares Verschleißverhalten der beschichteten Werkzeuge zu gewährleisten.
Gelöst wird diese Aufgabe nach der Erfindung für Werkzeuge aus Schnellarbeitsstahl, für Hartmetallwerkzeuge und Cermet- Werkzeuge, die insbesondere beschichtet sind mit TiAlN, TiAlYN, TiAlCrYN, TiAlScN, TiAlCrScN, TiAlYScN, TiAlLaN, TiAlCrLaN, TiAlYLaN, TiAlYScLaN, TiAlCrYScN, TiAlCrYLaN oder TiAlCrYScLaN, wobei die Beschichtungen bevorzugt einen Anteil von Y bzw. Sc bzw. La im Bereich von 0,01 bis 10 at% aufweisen und die Schicht einer Wärmebehandlung mit Temperaturen im Bereich von 700°C bis 1 100°C während einer Zeitspanne von etwa 0,5 bis 10 Stunden unterzogen ist.
Bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung sowie ein Verfahren zur Herstellung derartiger Werkzeugbeschichtungen sind in den Unteransprüchen angegeben und werden in der nachfolgenden Beschreibung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen erläutert; in den Zeichnungen zeigen:
die Fig. la und lb das Oxidationsverhalten verschiedener Beschichtungen,
Fig. 2 erläuternde Diagramme zur Veränderung des kristallinen Gefüges einer Schicht durch Einbau von Yttrium,
die Fig. 3a bis 3c schematische Darstellungen des Verschleißverhaltens von Schichten bei zunehmenden Temperaturen,
die Fig. 4 und 5 Diagramme zur Erläuterung der Wirkung der
Wärmebehandlung, Fig. 6 eine schematische Querschnittsdarstellung einer zur Herstellung der Beschichtung verwendbaren PVD-Beschichtungsanlage, und
Fig. 7 eine schematische Darstellung eines Schichtaufbaus auf einem Substrat.
Im Vergleich zu TiN-Schichten zeigen TiAlN-Schichten ein wesentlich verbessertes Oxidationsverhalten (Fig. la).
Während TiN schon von 550°C an zu oxidieren beginnt, setzt bei TiAlN die Oxidation erst bei einer Temperatur von 750°C ein.
Bei 900°C oxidiert TiN spontan und wird direkt und vollständig in TiO2 (Rutil) umgewandelt (Fig. lb).
TiAlN bildet eine Schutzschicht, die einem parabolischen Wachstumsgesetz folgt. Ursache dafür ist eine Doppelschicht bestehend aus einer AI2O3- reichen Deckschicht und einer darunterliegenden, an Tiθ2-reichen Schicht, deren Wachstumsrate durch die Präsenz von AI2O3 entscheidend reduziert wird (D. Mclntyre, J.E. Greene, G. Häkansson, J.-E. Sundgren, W.-D. Münz, J. Appl. Phys. 67 (1990) 1542).
Wie aus Fig. la und Fig. lb weiterhin hervorgeht, läßt sich das Oxidationsverhalten durch Zugabe von Cr und Y weiterhin verbessern (L.A. Donohue, I.J. Smith, W.-D. Münz, I. Petrov, J.E. Greene, Surf. Coat. Technol. 94-95 ( 1997) 226). Während der Einbau von 3 at% Cr das kristalline Gefüge der TiAlN- Schicht kaum beeinflußt (die Röntgenbeugungsspektren von TiAlN und Tio,44Alo,53Cro,θ3N sind praktisch identisch) kommt es durch den Einbau von nur 2 at% Y zu einer völligen Veränderung der Textur ((111) -» (200)) (Fig. 2) und zu einem deutlichen Anstieg der Eigenspannungen in der Schicht (3 GPa → 7 GPa).
Die Eigenspannungen führen zu einer Reduzierung der Haftfestigkeit und zu einer Verschlechterung der tribologischen Eigenschaften der Schicht.
Sowohl Kugel-Scheibe-Tests (Gleitverschleiß, Adhäsionsverschleiß) wie auch Abrasiv- Verschleiß-Tests zeigen übereinstimmend, daß bereits bei Raumtemperatur die Y-haltige Schicht um 40% schneller verschleißt als Y-freies TiAlCr-Nitrid. Bei erhöhten Temperaturen verstärkt sich der Einfluß des Y-Einbaus.
Fig. 3 verdeutlicht die Situation anschaulich. Bei einer Testtemperatur von 600°C liegt der Verschleiß der Y-haltigen Schicht praktisch um das 6- fache höher als bei Tio,44Alo,53Cro,θ3N.
Überraschenderweise fällt dann der Verschleiß der Y-haltigen Schicht stark mit ansteigender Testtemperatur, obwohl bei 800°C der Verschleiß der Y-haltigen Schicht noch immer um den Faktor 2 höher liegt als bei der Y-freien Schicht.
Bei 900°C Testtemperatur liegt der Verschleiß der Y-haltigen Schicht jedoch bereits etwas niedriger als bei Y-freien Schicht. Wie aus den tribologischen Tests weiter hervorgeht, hilft eine Wärmebehandlung unter Schutzgas den Y-Einbau in positive Bahnen zu lenken. Als Schutzgas wird vorzugsweise Stickstoff verwendet.
Fig. 3c zeigt, daß bei Testtemperaturen von 400°C und 600°C zwar kaum Unterschiede zwischen Y-haltigen und Y-freien TiAlN- Schichten bestehen, daß das Verhalten gegenüber unbehandelten Y-haltigen Schichten jedoch entscheidend verbessert wird. Tests bei 800°C und bei 900°C lassen erkennen, daß die wärmebehandelten Schichten klar besser als die vergleichbaren Beispiele in Fig. 3a und 3b sind.
Zusammenfassend läßt sich zu den Darstellungen in Fig. 3 folgendes feststellen:
Bis 800°C Testtemperatur gilt, daß TiAlN und TiAlCrN besser abschneidet als TiAlCrYN. Bei 900°C gilt, daß TiAlCrYN etwas besser liegt als TiAlN und TiAlCrN. Nach einer Wärmebehandlung bei 900°C während einer Dauer von einer Stunde gilt folgendes:
Bis 600°C: TiAlCrYN gleich gut wie TiAlN und TiAlCrN; bei 800°C: TiAlCrYN etwas besser als unbehandeltes TiAlN und TiAlCrN; bei 900°C: TiAlCrYN besser als unbehandeltes TiAlN und TiAlCrN und auch besser als unbehandeltes TiAlCrYN.
Fig. 4 und 5 geben Aufschluß über die Wirkung der Wärmebehandlung. Dabei weist die verringerte Steigung der Gitterparameter als Funktion von sin ψ der wärmebehandelten Schicht auf deutlich reduzierte Eigenspannungen hin, die sich mit 3,5 GPa berechnen lassen und praktisch gleich liegen - wie oben erwähnt - mit Y-freien Schichten. Die Gerade mit steilerem Anstieg entspricht einer Eigenspannung von 7 GPa. (D.B. Lewis, L.A. Donohue, W.-D. Münz, R. Kuzel, V. Valvoda, C.J. Blom- field, Surf. Coat. Technol. Vol. 114 2/3 (1999))
Darüber hinaus zeigt Fig. 5 (L. A. Donohue et al.) eine deutliche Segregati- on von Y an den Korngrenzen.
Fig. 5 zeigt ferner die erhöhte Y-Konzentration zwischen den Korngrenzen (2 at%) gegenüber den reduzierten Werten in den einzelnen Kristallkörnern (1 at%).
Diese Messungen wurden mittels Mikrosondenanalysen (EDX) mit einem FEG-TEM nach der Wärmebehandlung der Schicht bei 900°C und einer Stunde durchgeführt und beweisen, daß die Eigenspannungsrelaxation durch Diffusion des Y aus dem Kristallgefüge in den Korngrenzenbereich erfolgt, da bei der unbehandelten Schicht keine derartige Y-Anhäufung festzustellen ist. An den Korngrenzen angelangt, wird Y zu YOx oxidiert und wirkt daselbst als Diffusionssperre gegen das Eindiffundieren von O2 und gegen das Ausdiffundieren von Fe, Cr und Ni (L.A. Donohue et al.).
Die tribologischen Experimente sowie die Röntgen- und TEM- Untersuchungen geben Hinweise zum besseren Verständnis des überraschenden Schneidverhaltens von Tio,43Alo,52Cro,o3Yo,θ2N-beschichteten Fräswerkzeugen, wenn diese bei moderaten Fräsbedingungen eingesetzt werden. Während bei extrem harschen Tests (z.B. Trockenfräsen von HRC 60-Stählen mit 30 KHz und 3 m/min) sich die Y-haltige Schicht als überlegen erweist, führt der Einbau von Y beim Fräsen von weicheren 7
Materialien (z.B. EN 24, HRC 30, 15 KHz, f = 3,5 m/min) zu einer Reduzierung der Standzeit gegenüber Werkzeugen, die mit Y-freien Schneiden beschichtet wurden. Bei Einsatz unter harschen Bedingungen "heilt" die Schicht praktisch selbständig aus, wenn die Schneid temperaturen erreicht werden, die eine Diffusion des Y in die Korngrenzenbereiche erzwingen.
Im weichen Testmaterial wird praktisch die zum Ausheilen nötige Temperatur von mehr als 800°C jedoch nicht erreicht. Die Wärmebehandlung sollte nun den Selbstheileffekt vorwegnehmen und somit direkt zu einem besser kontrollierbaren Verschleißverhalten führen.
Schneidergebnisse mit Tio,43Alo,52Cro,o3Yo,θ2N-beschichteten Hartmetallfräsern bestätigen diese Interpretation:
Werkzeugbeschichtung Wärmebehandlung Standzeit in min.
(in N2-Atmosphäre) (Fräsweg)
TiAlCrN 0 108
TiAlCrYN 0 53
TiAlCrYN 850 °C/2 h 95
TiAlCrYN 850 °C/5 h 107
TiAlCrYN 900 °C/2 h 1 15
Fräsbedingung: 8 mm, 2-Schneid-Kugelkopf-Fräser
Material: EN 24 (HRC 30)
Schnittge schwindigkeit : 350 m/min (15 KHz)
Linearvorschub : 3,5 m/min
Vorschub: 0,2 mm/U
Schneidhöhe: 4 mm
Figure imgf000009_0001
Schneidtiefe: 1 mm 8
Zum Vergleich ist darauf hinzuweisen, daß die Standzeit bei unbeschichtetem Hartmetall 7 min. beträgt.
Die Schneidergebnisse belegen zum einen deutlich die Überlegenheit der Beschichtung im Allgemeinen. Zum anderen wird klar, daß bei Y-haltigen Schichten die Beschichtungsparameter und die daraus resultierenden Schichteigenschaften (Eigenspannungen) eine entscheidende Rolle auf das Schneidergebnis ausüben.
Die erfindungsgemäße Wärmebehandlung soll vorzugsweise durchgeführt werden
1. bei Temperaturen über 700°C und unter 1 100°C,
2. bei Temperaturen zwischen 800 und 950°C,
3. bei Temperaturen von 850 bis 900°C,
4. mit linearen Aufheiz- bzw. Abkühlzeiten von 0,5 bis 2 Stunden,
5. mit Verweilzeiten von etwa 0,5 bis 10 Stunden bei der Maximaltemperatur,
6. mit Verweilzeiten von etwa 1 Stunde bis 5 Stunden bei 850°C bis 900°C. Zum Schichtherstellungsprozeß können folgende Erläuterungen gegeben werden:
Die Beschichtung erfolgt nach dem sogenannten ABS™- Verfahren (Are Bond Sputtering) nach EP- Patent 0 439 561.
Dabei werden die Substrate im Vakuum und vor der Beschichtung mit Cr+ (Energie: 1200 eV) vorbehandelt, um eine Verankerungszone zu erzeugen, die optimale Schichthaftung garantiert. Die Beschichtung erfolgt mit sogenannten unbalancierten Magnetrons.
Fig. 6 zeigt einen schematischen Querschnitt einer Beschichtungsanlage, die mit vier vertikal angeordneten, rechteckigen Kathoden (Linearkathoden 600 x 200 mm) ausgestattet ist. Dabei sind die Magnete der Magnetrons so angeordnet, daß sie geschlossene magnetische Feldlinien ergeben. Der Unbalancier-Effekt wird durch Elektromagnete erzielt, deren Magnetfelder so polarisiert sind, daß sie die Außenpole der Magnetrons verstärken und auch der geschlossene Feldverlauf unterstützt wird.
Eine Kathode wird mit einem Cr-Target belegt. Dieses Target wird während der Metallionen-Ätzbehandlung als "steered arc" (kathodische Bo- genentladung) betrieben. Die Anordnung kann dabei bekannterweise so getroffen sein, daß wahlweise ein Betrieb im Arc- oder im Magnetronmodus möglich ist.
Zwei der Kathoden sind im erwähnten Ausführungsbeispiel mit Targetmaterialien bestückt aus 50 at% Ti und 50 at% AI. Die vierte Kathode ist mit einem Target bestehend aus 48 at% Ti, 48 at% AI und 4 at% Y ausge- 10
stattet. Die Cr-Kathode wird während der Beschichtung nur mit geringer Leistung, nämlich beispielsweise 0,5 kW betrieben, um vor Beschichtung mit Streumaterial, von den TiAl-Targets stammend, geschützt zu werden. Der geringe Cr-Gehalt hat dabei keinerlei primäre bzw. besondere Bedeutung. Die TiAl-Kathoden (mit und ohne Y) werden typischerweise mit 8 kW betrieben. Die Substrate werden auf einem Drehtisch gehaltert, der während der Beschichtung rotiert.
Auf diese Weise entsteht zwangsläufig ein geschichteter Schichtaufbau, wie er z.B. in Fig. 7 gezeigt ist.
Je nach Position bezüglich der Kathoden nimmt das Substrat oder der Testkörper oder ein spezielles Werkzeug entweder reines TiAl oder TiAlY oder Cr auf, d.h. Materialien, die wegen der reaktiven Atmosphäre (Ar und N2 als Nitrid abgeschieden werden. Die CrN-Schicht ist dabei als besonders dünn zu erwarten und sollte wegen der Streueffekte der beiden benachbarten TiAl-Kathoden auch mit TiAlN vermischt sein.
Fig. 7 zeigt auch, daß das Y in dieser Zerstäubungs-Kathoden-Geometrie ebenfalls geschichtet, verteilt in einer TiAl-Matrix, eingebaut wird. Dieser geschichtete Y-Einbau hat sich als besonders erfolgreich erwiesen (siehe EP 97 01 234), vorausgesetzt die Schichten werden im Einsatz über ca. 900°C erhitzt oder nach der Beschichtung in einem zusätzlichen Wärmebehandlungsschritt thermisch stabilisiert.
Im Ausführungsbeispiel wurde als oxidationsstabilisierendes und Interface stabilisierendes Element Y beschrieben. Yttrium kann jedoch auch durch die Gruppe III im periodischen System der Elemente, insbesondere 1 1
durch Scandium (Sc) oder Lanthan (La) ersetzt werden, die zu ähnlich positiven Resultaten führen wie Y. Auch Sc und La müssen zur Segregation der Korngrenzen veranlaßt werden, um hohe Eigenspannungen zu vermeiden und die TiAlN-Schichten auch bei Temperaturen unter 800°C brauchbar zu machen.

Claims

12Patentansprüche
1. Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkzeugen aus Schnellarbeitsstahl, Hartmetallwerkzeugen und Cermet- Werkzeugen, mit einer insbesondere Y, Sc oder La oder Mischungen daraus enthaltenden Beschichtung, insbesondere Hartstoffbeschichtung, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß nach dem erfolgten Aufbringen der jeweiligen Schicht das Werkzeug einer Wärmebehandlung bei Temperaturen über 700°C und unter 1100°C unterzogen wird, wobei die Verweilzeiten bei der jeweiligen Maximal temperatur im Bereich von 0,5 bis 10 Stunden liegen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß die Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen etwa 800 und etwa 950°C durchgeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 850 bis 900°C durchgeführt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß lineare Aufheiz- bzw. Abkühlzeiten im Bereich von 0,5 bis 2 Stunden verwendet werden. 13
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß bei Temperaturen im Bereich von 850 bis 900°C die Verweilzeiten etwa 1 Stunde bis 5 Stunden betragen.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß die Zusatzelemente Y, Sc, La oder Mischungen aus diesen Elementen in Richtung des Schichtwachstums geschichtet eingebaut werden.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß der Y, Sc oder La beinhaltende Schichtanteil zum Y, Sc oder La- freien Schichtanteil im Verhältnis von 1 zu 2 bis 4 steht.
8. Werkzeuge aus Schnellarbeitsstahl, Hartmetallwerkzeuge und Cermet- Werkzeuge, die insbesondere beschichtet sind mit TiAlN, TiAlYN, TiAlCrYN, TiAlScN, TiAlCrScN, TiAlYScN, TiAlLaN, TiAlCrLaN, TiAlYLaN, TiAlYScLaN, TiAlCrYScN, TiAlCrYLaN oder TiAlCrYScLaN, wobei die Beschichtungen bevorzugt einen Anteil von Y bzw. Sc bzw. La im Bereich von 0,01 bis 10 at% aufweisen und die Schicht einer Wärmebehandlung mit Temperaturen im Bereich von 700°C bis
1100°C während einer Zeitspanne von etwa 0,5 bis 10 Stunden unterzogen ist. 14
9. Werkzeuge nach Anspruch 8, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß bei einem Schichtaufbau der Al-Gehalt im Bereich von 5 bis 65 at% gelegen ist, wenn Ti und AI zusammen mit 100 at% angesetzt sind.
10. Werkzeuge nach Anspruch 8 oder 9, dadurch g e k e n n z e i c h n e t , daß der Anteil von Cr im Schichtaufbau im Bereich von 0,5 bis 25 at% gelegen ist.
11. Werkzeuge nach Anspruch 8 bis 10, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7.
PCT/EP1999/002853 1998-04-27 1999-04-27 Werkzeugbeschichtung und verfahren zu deren herstellung WO1999055936A1 (de)

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