CN105431563B - 用于成型工具的涂层 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及硬质涂层，包括至少一个具有专用构造设计的硬质层用于在室温和升高温度下接触铝基、锌基和铁基的或其它的对应物时获得增强的摩擦学性能(低摩擦磨损和粘着磨损)。

Description

用于成型工具的涂层
本发明涉及用于成型工具的涂层。对于成型工具如温热冲压模具或任何其它成型工具，问题尤其出现在待成型基材本身被涂覆时。本发明应对这样的或相关的问题的几个方面。因此，以下描述不同的方面和解决方案。
本发明的第一方面：热冲压(PR1332)
可通过热冲压法来成功达成在汽车业中关于轻型结构和乘员安全性改善的日益增强的要求，在这里，铝硅涂层超高强度钢(UHSS；22MnB5)当前常被用于生产结构件(例如B柱)。铝硅顶面涂层提供在环境气氛下在约930℃热处理(奥氏体化)过程中防止坯件氧化的保护，能够在加工成型过程中获得在工具和金属坯表面之间的增强润滑，并且当结构件作为车辆底盘部件时，则最终起到被动防蚀隔膜作用。不幸的是，铝硅顶面涂层显示出在高温成型作业中集结在工具钢表面的强烈趋势，这导致显著的粘着磨损。为了通过避免耗时的工具维护周期来提高生产率，汽车业需要高温稳定且具有低的铝硅集结趋势的PVD涂层解决方案。对于热冲压应用，目前采用的是TiAlN涂层和AlCrN涂层。这些材料体系的特点是具有出色的高温性能，像附着强度、硬度、结构稳定性和抗氧化性。不幸的是，这两种材料体系显示出显著的铝硅集结趋势(build-up tendency)。
根据第一方面的热冲压涂层要求
高温稳定的PVD涂层解决方案，在长期工作运行中有效阻止铝硅集结
在T～800℃！！的长期性能
结构稳定性
化学稳定性
抗氧化性
耐热机械疲劳性
抗热冲击性
热硬度
耐摩擦磨损性
长期耐铝硅集结性
本发明的目的是披露一种用于冲压模具的涂层，其保证在铝硅涂层金属坯的热冲压过程中的低摩擦磨损和粘着磨损。
根据本发明第一方面的目的和解决方案
根据本发明，金属碳化物涂层被用作冲压模具涂层的功能层。
根据本发明的优选实施例，该涂层内的碳化物浓度超过化学计量浓度。
根据本发明的一个实施例，该金属元素是钼。
根据本发明的另一个实施例，金属部分包括铬和硅。
根据本发明的另外一个实施例，金属部分包括钨和硅。
根据本发明的又一个实施例，由至少一个层构成的附着层体系设置在所述功能层和基材之间。
根据本发明的另一实施例，附着层体系由Me1N层、接着是Me1Me2N层、接着是Me1Me2NC层构成，其中，Me2C是用于功能层的元素。
用于根据第一方面的用于碳化钼制备的PVC工艺路线
碳化钼涂层(体系)通过反应阴极电弧气化来沉积。
试验销在沉积前被湿化学清理。
在加工室被抽真空到低于10-5mbar后，进行标准加热和蚀除以保证层良好附着于基材。
所用的靶由纯钼(用于功能层)和纯铬(用于中间层)构成，并使用气流控制器，通过与适当气体(氮气、C2H2、氩气)反应的模式运行。
涂层沉积温度约为450℃。
碳化钼涂层体系由4个亚层构成。
CrN中间层：两个铬靶在纯氮气气氛(处于3Pa)中在150A电源电流、0.6A线圈电流和20伏偏电压下运行。
CrMoN过渡层：两个铬靶和两个钼靶在纯氮气气氛(处于3Pa氮气)中在用于铬的150A电源电流和0.6A线圈电流和用于钼的220A电源电流和0.4A线圈电流下以20伏偏电压运行。
CrMoN+C过渡层：两个铬靶和两个钼靶在混合的氩气、氮气和C2H2的气氛(总压力从3Pa至1.5Pa)中在用于铬的150A电源电流和0.6A线圈电流和用于钼的220A电源电流和0.4A线圈电流下以20伏偏电压运行。
碳化钼顶层：两个钼靶在混合的氩气和C2H2的气氛(在1.5Pa氩气压力和200sccm的C2H2)中在用于钼的220A电源电流和0.4A线圈电流下以20伏偏电压运行。
涂层相对于AlSi/22MnB5的HT-SRV试验
800-500℃的面向应用的内部HT-SRV试验
SRV试验工艺路线：在金属坯在900℃奥氏体化10分钟且随后冷却到各自试验温度(800℃、700℃、600℃和500℃)之后，涂覆后的对应物(销)被插入并被加载到涂层表面。滑动2.5分钟。
粘着磨损：1最佳，5最差
摩擦磨损：以百分比计的涂层损失
总结：
-AlCrN涂层、TiAlN涂层和Mo涂层被用来与本发明碳化物涂层对比。
-本发明的碳化钼涂层在800-500℃温度范围内具有出色的高温性能。
-本发明的CrSiC和WSiC具有基本相似的潜力。
本发明第二方面：具有增强性能的涂覆的温或热成型工具(PR1343)
本发明涉及温或热成型工具，其涂有包括至少一个a-C:H:W硬质层的硬质涂层，以获得延长的工具寿命和增强的工具性能。
现有技术
近年来，超高强度钢板(例如像22MnB5)的热冲压被越来越多地用于制造重量减轻的汽车零部件(例如像B柱)，以便一方面减少二氧化碳排放而另一方面同时提高乘员安全性。由超高强度钢板制造的结构件(例如像B柱)可简单地通过减小板厚被制作成明显较轻。因为这些缘故，将热冲压或热金属板加工成型工艺用于制造新的汽车结构件在近年来变得明显增多，因此需要关注也随之而来的各种错综复杂情况。
在欧洲，例如被称为热金属板加工成型方法的淬火、热成型、热冲压或热锻压被用于制作具有约1500MPa抗拉强度(加工后)的汽车结构件。通过该方法，被预热(至约950℃以实现均匀奥氏体化)的超高强度钢板可在成型压力机闭合情况下被容易地在一道工序中被加工成型和硬化。该加工过程可描述如下：被加热的超高强度钢板从加热炉被抽出，接着在几秒钟内转送至压力机，接着利用专用的热金属板成型工具被加工成型至规定形状，所述热金属板成型工具被保持于室温，接着通过在加工成型过程中淬火超高强度钢板，它可通过从奥氏体至马氏体的相变被硬化，最终显示出约1500MPa抗拉强度。压力机保持闭合几秒钟，直到马氏体转变结束(Senuma,T.：ISIJ Int.41,520(2001))。
总体而言，因为钢板抗拉强度增大，故其形状稳定性和延展性降低。因此为了克服这些限制条件，已研发出各种类型的超高强度钢板产品并且它们仍然是正在研究的问题(Senuma,T.：ISIJ Int.41,520(2001)；8.Erlanger Workshop Warmblechumformung,2013.11.12)。
为在环境气氛中加热至约950℃的过程中保护钢板表面免于不可控氧化(即氧化皮形成)，通常采用保护性顶面涂层如铝硅基涂层或锌基涂层(J.Kondratiuk等人，Wear270(2011)839)。为此已研发出涂铝钢板如所谓的USIBOR 1500(铝硅涂层)以及涂有锌基涂层的不同类型金属板。这些金属板变型总体显示出出色的热压性能和耐蚀品质。
但是，虽然前述涂覆(铝硅和锌)的金属板变型显示出大有前途的性能，仍有可如下所述的严重的加工过程错综复杂情况：这两种板涂层材料(铝硅和锌)在高温下显示出很明显的粘着(附着)至成型工具表面的趋势。在几个连续的加工成型周期后，附着集结材料可能导致成型产品表面(例如B柱)上的划伤，最终导致裂纹(此问题常被称为擦伤(galling))，因而也可能导致下降的或不能令人满意的产品质量。另外，材料大量附着至成型工具表面导致在生产环境中的频繁维修周期(工具表面清理)，这显著降低生产率。另外，铝硅和锌的氧化造成磨蚀性氧化相生成。因此，当直接接触工具表面且长期工作运行时，摩擦磨损变得越来越重要。另外，尤其对于涂锌金属板，成型中的微裂纹形成对耐蚀性能也是至关重要的。
为克服这些错综复杂情况，已考虑了加工润滑可能有助于抑制针对铝硅涂层板和涂锌板的擦伤，而且尤其对涂锌板而言减小微裂程度。但从工业角度出发，无法实现借助固体制剂或液体制剂的高效加工润滑，因为它将显著恶化工厂环境并在成型零部件的后处理时将需要有害健康的脱脂剂，以从成型零部件表面去除润滑剂残余。
在WO2012104048中提到一种通过利用涂覆金属板的热金属板加工成型工艺改善当前性能的设想是：在热金属板成型工具上施以低摩擦/高耐磨性PVD涂层。另外，WO2012104048提到了Clarysse等人(Clarysse,F.等人,Wear 264(2008)400-404)在关于在专门为评估涂层对擦伤的反应而设计的试验中对不同涂层体系行为的一些调查研究中获得的结果。他们公布了碳基复合物层如DLC类型(DLC是提到非晶类金刚石碳涂层的众所周知的缩写，其也被称为a-C:H涂层，如果它们除碳之外只含有氢而没有任何其它元素)和WC/C(WC/C涂层是在本发明语境中的a-C:H:W涂层)就耐擦伤性而言表现出众，因而他们建议使用这种工具涂层，代替典型的硬质涂层像例如CrN、TiN和CrN/TiCrN以免擦伤。
为了更好地理解现有技术，重要的是要强调Clarysse等人所做试验的温度未被明确说明。但根据试验描述，可直截了当地总结出Clarysse等人想要研究与冷金属板加工成型作业相关的涂层行为，而不是关于热金属板加工成型作业。
WO2012104048的作者公布了，针对冷金属板成型工具通过采用Clarysse等人提出的涂层改善的性能不可充分用于超高强度金属涂层板的热金属板加工成型工艺。
另外，在WO2012104048中公布了，当采用铝硅涂层超高强度钢板如USIBOR 1500时不能令人满意地减轻擦伤现象，这是因为擦伤磨损仍然是一个问题。另外，WO2012104048的作者建议使用CrSiN涂层来避免热金属板成型工具的擦伤。
另外，在WO2012104048中，作为用于改善热金属板成型工具性能的替代方式，提到使用渗氮和渗碳氮工艺以及其它类型的表面处理如等离子体处理和微结构化。
同样，在WO2011011129中提到以下涂层，其通常在冷加工成型条件下表现良好，倾向于在温热加工成型作业中或在高接触载荷情况下产生不良性能。WO2011011129的作者提出，该涂层在这些情况下的弱性能可能归结于涂层无法承受例如在温热加工成型应用中面对的周期性热机械负荷施加或高接触载荷施加。他们解释了，在温热金属成形加工过程中，工具暴露在热机械状况下并因此在例如工具厚度范围内经历大的热梯度。另外，工具表面也遇到周期性热负荷和压缩-拉伸应力周期。因而，在温热加工成型作业中的工具热机械负荷周期也显著不同于冷加工成型作业中的工具热机械负荷周期。另外，WO2011011129提出以下涂层，其应能针对被用在热机械负荷应用中的成型工具提供延长的磨损寿命以及改善的抗氧化性，其例如作为底涂层包含TiCxN(1-x)或TiMCxN(1-x)，其中M代表Al或选自元素周期表第4、5和6族的过渡元素，并具有包含例如含氧化铝或含铝相的顶涂层。
发明目的
本发明的目的是提供一种温或热成型工具，其具有延长的寿命和令人满意的在温或热加工成型时的性能，尤其在涂覆金属板尤其是涂有铝硅基涂层和锌基涂层的金属板的温或热金属板加工成型中。
发明说明
本发明涉及温或热成型工具，其涂覆有硬质涂层，该硬质涂层包括铬层作为附着层，a-C:H:W硬质层被沉积作为功能层和a-C:H:W磨合层在采用增大的乙炔流量情况下被沉积在所述作为功能层的a-C:H:W硬质层上方，其中，所述被涂覆的成型工具被用作用于热金属板成型工艺的热金属板成型工具，其中涂覆有锌基涂层的金属板或涂覆有铝硅基涂层的金属板被处理，其中，被处理的被涂覆的金属板是超高强度金属板，并且其中，所述超高强度金属板是22MnB5类型的金属板。
根据本发明的温或热成型工具具有基材和硬质涂层，其中，该涂层包括至少一个a-C:H:W硬质层。
根据本发明的温或热成型工具可以尤其是温或热金属板成型工具。
根据本发明的一个优选实施例，所述至少一个a-C:H:W硬质层作为最外层被沉积。
根据本发明的另一个优选实施例，所述至少一个a-C:H:W硬质层作为功能层被沉积。
至少一个中间层可以沉积在所述基材和硬质涂层之间，以增强硬质涂层对基材如铬层的附着。
根据本发明上述本发明实施例的工具可以被用在用于制造工件的热钢板金属加工成型中。
根据本发明，该工件可以是涂覆有锌基涂层或铝硅基涂层的金属板。
根据本发明，该工件可以是超高强度金属板，其能在适当的热冲压后显示出约1500MPa或更高的抗拉强度。
一些a-C:H:W涂层被溅射沉积，在低于150℃的加工温度或基材温度下采用Oerlikon Balzers RS50机器并施以2倍基材转动。纯铬靶被用于溅射沉积铬中间层，作为约0.6μm厚的附着层。为了沉积具有约2.4μm总厚度的a-C:H:W功能涂层，采用4个含碳化钨靶，每个靶按原子百分比含有约6％的镍。碳化钨靶在混合氩气/乙炔气氛下被溅射。对于所有试验，乙炔流量高于氩气流量。低于300伏偏压被施加于基材。另外，对于某些试验，在a-C:H:W功能涂层上方在采用增大的乙炔流量情况下沉积a-C:H:W磨合层。
a-C:H:W类型的涂层是X射线非晶类金刚石碳涂层，其除了碳和氢外也含有钨；钨可以在涂层中至少部分以嵌埋在非晶碳氢基材(a-C:H)内的碳化钨(WC)形式得到。这些类型的涂层属于金属掺杂的a-C:H涂层(a-C:H:Me)组，它们常被用在不同的摩擦学应用中，如发动机或齿轮箱的活动部件、在高机械载荷下运行的机器部件或金属工件的成型工具和切削刀具。
由于其出众的性能像低摩擦性和高耐磨性能，a-C:H-W涂层常被用于改善冷金属板加工成型作业所用的工具的性能，尤其为了防止在工具表面上的擦伤(材料集结，见例如B.Podgornik等人的Surf.Coat.Tech,184(2004)338，P.Carlsson等人的Surf.Coat.Tech.200(2006)4654，F.Clarysse等人的Wear 264(2008)400和E.E.Vera等人的Wear271(2011)2116)。
如之前已提到地，在热金属板加工成型应用中的工具磨损行为(工业应用技术被称为超高强度钢如22MnB5的热冲压或压制硬化，用于制造汽车结构件如B柱)目前要面对严重的擦伤现象，尤其当采用涂层(例如铝硅基或Zn基)金属板时(例如见J.Pujante等人的CHS2proceedings 2011，p.377,J.Kondratiuk等人的Wear 207(2011)839)。
即便没有关于a-C:H:W涂层在涂层金属板热冲压过程中的性能的文献公布，最近也已在如上所述的WO2012/104048A1中声称a-C:H:W涂层，对于在铝硅涂层板热冲压过程中增强工具性能而言，具有较低潜力；因为人们可读到以下内容(见第3页第20-22行)：“尤其是利用铝硅涂层高强钢如USIBOR 1500，擦伤现象无法令人满意地得到减轻…”。该结论显然直接关联到F.Clarysse等人所做的研究(Wear 264(2008)400)。但如上所述，这些研究关注在金属板室温成型过程中的摩擦学涂层性能，而不是在超过500℃的金属板成型过程中的摩擦学涂层性能，而这样的温度就是热冲压过程的情况。
另外，Clarysse等人公布了：尤其已分析了来自Oerlikon Balzers公司的a-C:H:W涂层，该涂层以产品名Balinit C已知并具有常规缩写WC/C。关于最高使用温度的总体介绍是基于以下争论的300℃，即，DLC类型的或掺杂DLC(除了例如硅掺杂的DLC)类型的涂层在高出300℃的温度下失去化学和机械稳定性。鉴于该背景，通常假定这样的涂层不适合用于此时涂层暴露于超过500℃的温度的温或热金属加工成型作业，即便这样的涂层可能对冷金属加工成型作业非常有用。
但发明人非常想要评估真正的涂层性能，以更详细理解为何a-C:H:W涂层不适用于热金属加工成型应用。
为了试验，发明人决定试验a-C:H:W涂层如由Oerlikon Balzers公司以Balinit C名称生产的WC/C涂层。
进行相对于(AlSi基和Zn基)涂覆超高强度钢(22MnB5)的高温摩擦学研究，以提供用于a-C:H:W涂层的摩擦磨损和粘着磨损行为的评估的可靠基础。众所承认的AlCrN涂层以及其表面接受等离子体渗氮处理(在此在顶侧形成由Fe-N构成的具有约10um厚度的化合物层，以下该化合物层将用CL被简缩)的基材被用作对比分析的参照物。
高温往复移动磨损试验(HT-SRV,Optimol Instruments有限公司)被用于允许在实验室环境下的高效摩擦学涂层特征分析(试验计划图如图6所示)。
试验的下部件由涂层金属板2(AlSi涂层22MnB5或涂锌22MnB5)构成，其就AlSi涂层22MnB5板而言先被加热到900℃，或者就涂锌22MnB5板而言先被加热到880℃。处于金属板下方的加热筒被用于加热。该温度随后被保持恒定约10分钟，随后金属板就铝硅涂层22MnB5板而言被冷却至600℃，或者就涂锌22MnB5板而言被冷却到700℃。在摩擦学试验开始前不久，由涂覆SRV销1构成的试验的上部件也被安装到机器中，以10N力被加载到下部件表面上并按照1Hz频率在2.5分钟内被置于往复滑动运动中(走过几毫米的位移距离)。
为了得到与试验时间相关的涂层磨损行为的更多信息，连续重复10次相同的2.5分钟试验方案，此时针对每次试验采用新(未用)的金属板但保持涂覆SRV销不变。
在摩擦学试验后，涂覆SRV销被转送至扫描电子显微镜(SEM)并尤其关注材料集结行为(即粘着磨损)地表征磨损痕迹。采用从1至5的主观分类以评估粘着磨损，在这里，1相当于“无集结”，5相当于“集结很明显”。
另外，通过测量在磨损痕迹之外及之内的涂层厚度(通过曲面研磨方法)来定量确定摩擦磨损。于是，可以获得归一化至8微米涂层厚度的以百分比计的摩擦磨损。
被检表面(涂覆渗氮表面，用化合物层CL渗氮)的相关涂层性能被归纳在表1中。
表1：相关涂层性能汇总
被检的A-C:H:W涂层具有约3微米的总涂层厚度。纯铬层作为附着层被沉积在基材表面和a-C:H:W功能层之间，以获得更好的涂层附着。所述a-C:H:W涂层显示出如图10所示的非晶X射线图谱。
在室温下相对于Al2O3被试验的a-C:H:W涂层的耐摩擦磨损性明显高于渗氮CL基材，但与AlCrN涂层差不多一样好。
具有约10GPa及约15GPa的总硬度的被检a-C:H:W涂层被试验。尤其是，显示出相当适度的约15GPa的涂层硬度的a-C:H:W涂层显示出更好的磨损行为。
相对于Al2O3的室温干态摩擦行为用约为0.1的出众的摩擦系数表征。
涂层表面上的磨损痕迹及Al2O3小球上的磨损痕迹显示出出色的摩擦学性能(见图7)。
另外，为了评估在环境气氛下的与结构稳定性和化学稳定性相关的高温性能，进行在环境气氛下在600℃退火1小时的试验。按百分比归一化至8微米涂层厚度的方式，在表1中示出了关于氧化行为(即在横断SEM分析中测量的氧化物层厚度的形成)的结果。
相比于渗氮CL基材，a-C:H:W涂层显示出在600℃达1小时条件下的良好的抗氧化性，而AlCrN涂层完全没有任何氧化。在600℃退火1小时后，被检a-C:H:W涂层的表面显示出清晰可见的微结构变化(见图8所示的SEM图像)。
横断SEM显微照片(见图9的左侧)揭示出厚度在几百纳米范围内的氧化物层的形成，而具有5kV加速电压的俯视EDX分析图确认了氧化物层主要由钨和氧(见图9的右侧)构成。最后，通过XRD可清楚明白地显示出该氧化物层由WO3斜方晶系晶体构成(见图10)。
除了在600℃达1小时的氧化行为外，也可通过退火试验来表明被检a-C:H:W涂层在这些退火条件下显示出良好的结构稳定性。在600℃退火1小时后的曲面研磨(见图8)、横断SEM显微照片(见图9的左侧)以及HRC压痕(见图10)清楚表明了涂层保存下来(可看见一些微小的微观结构改变)，仍然显示出出色的涂层附着。
另外，在退火前后所拍摄的XRD图像的对比表明源自“X射线非晶”a-C:H:W涂层的所述“非晶峰值”或多或少不受影响，即，a-C:H:W涂层结构在退火时变化不明显。
表2和图11示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi/22MnB5的HT-SRV试验结果。如此评估粘着磨损，数字1表示最佳行为，数字5表示最差行为；摩擦磨损按照百分比归一化至8μm的方式作为涂层损失来报告。也测量了摩擦系数(COF)。
表2示出针对相对于AlSi/22MnB5的牵涉到涂层的摩擦体系进行HT-SRV试验后所获得的结果。粘着磨损：1最佳，5最差；摩擦磨损：按照百分比归一化至8μm的涂层损失。
被检a-C:H:W涂层在进行2.5分钟试验1次后显示出没有摩擦磨损和几乎没有粘着磨损，这清楚揭示出这种a-C:H:W涂层能通过改善热冲压应用所牵涉的表面的性能来改善热金属成型工具性能，尤其也增强热金属板成型工具性能的潜力(见图11)。
在重复10次相同的2.5分钟SRV试验后，被检A-C:H:W涂层仍然或多或少没有AlSi集结，但摩擦磨损成问题。但摩擦磨损水平与用于工业化应用的渗氮CL表面的摩擦磨损水平一样高低，这可被认为是一种工业标准，即可以假定这种水平的摩擦磨损是可接受的。
针对a-C:H:W直接在相对于AlSi/22MnB5的试验过程中测量的相比于所述基准明显较低的摩擦系数(COF)很引人注目。COF以约4倍减小。a-C:H:W的出色性能可能与显著减小的COF相关。
发明人非常出乎意料地发现了，虽然人们广为接受以下事实，即a-C:H和金属掺杂的a-C:H涂层(除了a-C:H:Si涂层外)如a-C:H:W涂层都对超过300℃的高温应用无能为力，但这种涂层真的可能是对于热金属加工成型工业应用如涂覆超高强度钢的热冲压和热金属板加工成型而言有着很光明前景的候选者。
被检a-C:H:W涂层在进行的试验中显示出与工业基准差不多的摩擦磨损行为，但这种涂层相比于铝硅涂层板的主要优点可能在于它们在长期工作使用(在持续时间很长的试验)中几乎保持没有铝硅集结。
表3和图12示出针对相对于Zn基/22MnB5的摩擦体系涂层的HT-SRV试验结果。用数字评估粘着磨损，数字1相当于最佳行为，数字5相当于最差行为。摩擦磨损是按百分比归一化至8μm的方式作为涂层损失来报告的。也测量了摩擦系数(COF)。
表3示出针对相对于锌基/22MnB5的牵涉到涂层的摩擦体系在HT-SRV试验后所获得的结果。也测量摩擦系数。粘着磨损：1最佳，5最差；摩擦磨损：归一化至8μm的以百分比计的涂层损失。
被检a-C:H:W涂层在2.5分钟试验一次后显示出没有摩擦磨损和粘着磨损，在重复10次相同的2.5分钟SRV试验后，这些涂层还是绝对没有任何ZnOx集结，但很出乎意料地仍然没有摩擦磨损。该出乎意料的结果清楚表明，a-C:H:W涂层尤其对于锌基涂层金属板的热冲压或热金属板加工成型是大有前途的。
针对a-C:H:W的直接在相对于Zn/22MnB5的试验中测量的相比于基准明显较低的摩擦系数(COF)也非常引人注目。COF以约为2的倍数减小。a-C:H:W的出色性能可能与明显减小的COF相关。如前所述，已考虑到加工润滑可能尤其针对涂锌板能有效减小微裂程度。因此，a-C:H:W的减小的COF确实可能与涂锌金属板的优化制造相关，在这里，成型时的微裂纹形成是至关重要的。
附图说明
·图6示出HT-SRV试验设计。
·图7示出在摩擦学销盘试验后的在a-C.H:W涂层和对应物(Al2O3小球)上的磨损痕迹。
·图8示出SEM俯视显微照片，在所沉积的退火(600℃达1小时)样品上的曲面研磨和HRC压痕。
·图9示出所沉积的退火样品的横断(断口)SEM显微照片(左侧)和借助5kV加速电压的俯视EDX图谱(右侧)。
·图10示出在600℃退火1小时之前和之后拍摄的XRD图案。
·图11示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi/22MnB5在600℃进行2.5分钟试验之后的磨损痕迹的SEM显微照片。集结材料是铝硅基。
·图12示出针对摩擦体系涂层相对于Zn基/22MnB5在700℃进行2.5分钟试验之后的磨损痕迹的SEM显微照片。集结材料是氧化锌基。
具体实施方式
本发明第三方面：用于在室温和升高温度下的摩擦学应用的涂层(PR1347)
本发明涉及包括至少一个碳化钼(MoC)硬质层的硬质涂层，其具有专用的结构设计以获得在室温和升高温度下在接触Al基、Zn基和Fe基对应物时的增强的摩擦学性能(低摩擦磨损和粘着磨损)。
现有技术
针对工业化生产(例如钢的切削或成型以制造汽车车身部件)以及针对后面的消费者应用(例如将汽车用于私人问题)的新型技术研究和应用总是不可避免地牵涉到必须关注在室温和升高温度下接触不同的对应物材料时的新的且具有挑战性的摩擦体系。即便新型技术的研发可能在理论上是可行的，但它们实际上在我们的日常生活中只能在所牵涉到的摩擦体系被设计成生产率和效率不受磨损限制时才成功实施。鉴于此背景，因而直接断定摩擦学和磨损对于工业环境以及我们的社会环境是至关重要的，因而材料磨损控制是且将一直是我们技术发展的一个主要目标。尤其在非室温下，必须要保证就机械稳定性、结构稳定性和化学稳定性相关联的表面(例如部件、零件、工具等)的功能性。为此，常采用硬质涂层。但是，使硬质涂层具备针对高温应用的增强的摩擦学性能以同时减小摩擦磨损和粘着磨损但又不损失机械性能、结构性能和化学性能仍然是一项严峻的挑战。
用于此的一个适当例子是多年前研发出的“热冲压”或“压制硬化”技术，其目的是提供轻型超高强度钢(像例如22MnB5)用于具有减少二氧化碳排放功能的汽车的制造。于是，由超高强度钢板制造的结构件(例如B柱)可以通过简单减小板厚被制作成明显较轻，但不损失对乘员安全问题重要的机械性能。为了这些缘故，将热冲压工艺用于制造新的汽车结构零件在近年来变得明显增多，但另一方面也随之而来工艺过程错综复杂情况像显著的工具磨损和其它摩擦学现象，这使得目前绝对必然关注这些话题。在下文中，在能在合适的语境中描述上述加工过程的错综复杂情况之前，首先将给出对热冲压技术的更具体的理解。
在欧洲，例如称为热金属板加工成型方法的淬火、热成型、热冲压或热压被用于制造汽车结构件，其具有约1500MPa抗拉强度(加工后)。通过该方法，被预热(至约950℃以实现均匀奥氏体化)的超高强度钢板可在成型压力机闭合时被在一道工序中容易地成型和硬化。整个加工过程可以描述如下：被加热的超高强度钢板从加热炉被抽出，随后在几秒内被转送至压力机，随后利用专用的金属板成型工具被成型至规定形状，所述金属板成型工具被保持于室温，随后在成型钢板过程中淬火该超高强度钢板，它可通过从奥氏体至马氏体的相变被硬化，最终显示出约1500MPa抗拉强度。压力机保持闭合几秒钟，直到马氏体转变完成。
为在环境气氛中在加热至约950℃过程中保护钢板表面免于不可控氧化(即氧化皮形成)，保护性顶涂层常被用作例如铝硅基或锌基涂层。为此已研发出涂铝钢板如所谓的USIBOR 1500(AlSi涂层)及涂有锌基涂层的不同类型的金属板。这些金属板变型总体显示出出色的热冲压性能和良好的耐蚀性。
但是，尽管前述的涂覆(铝硅基和Zn基)金属板变型显示出大有前途的性能，但仍然存在着可描述如下的严重的加工过程错综复杂情况(涉及工具磨损和在工具/板界面处的其它摩擦学现象)：
-两种板涂层材料(铝硅和锌)都在高温下显示出很引人注目的附着(粘着)至成型工具表面的趋势，也见图17。在几个连续加工成型周期之后，附着集结材料(此现象常被称为擦伤)可能导致在成型产品(例如B柱)表面上的划痕，最终导致裂纹，因此也可能导致下降的或不令人满意的产品质量。
-另外，(铝硅基或锌基)材料大量附着到成型工具表面导致在生产环境下的频繁维护周期(工具表面清理)，这显著降低生产率。
-而且，铝硅基涂层和锌基涂层的氧化导致磨蚀氧化物相的形成。于是，在直接接触工具表面且长期工作使用时摩擦磨损变得越来越重要。
-另外(且尤其对涂锌金属板很相关地)，在成型时在涂层/基材体系内形成微裂纹对腐蚀性能也是至关重要的；也见图17。
为克服在高温下出现在工具/板界面处的加工过程错综复杂情况，已考虑加工润滑可能对于铝硅涂层板和涂锌板能有效抑制擦伤，而且尤其对于涂锌板能有效减小微裂程度。但从工业角度出发，借助固体制剂或液体制剂的高效加工润滑是不可能的，因为它将显著恶化工厂环境并且在成型零部件的后处理时将需要有害健康的脱脂剂来以成型零部件表面去除润滑剂残余。
在WO2012104048中提到一种用于改善在涂层金属板热冲压过程中的工具性能的设想是总体在成型工具上施以低摩擦/高耐磨性PVD涂层。
从文献中知道了，就冷金属板加工成型作业中的耐擦伤性而言，碳基复合物层如DLC(DLC是非晶类金刚石碳涂层的众所周知的缩写，也写作a-C:H，如果涂层除碳外只含有氢而不含任何其它元素)和WC/C(WC/C涂层是a-C:H:W涂层，即含有钨的DLC涂层)表现出众，因此建议采用这种工具涂层，代替典型的硬质涂层如CrN、TiN和CrN/TiCrN以免擦伤。
但仍然无法得到包含关于这样碳基涂层的高温性能的试验结果的公开陈述。在WO2011011129中也只是大体说明了一般在冷加工成型作业中表现良好的涂层倾向于在热加工成型作业中和/或高接触负荷条件下产生不良表现。作者假定这种行为归结于涂层在热加工成型应用中无法承受周期性热机械负荷状况。他们的提议是针对这样的应用采用TiCxN(1-x)或TiMCxN(1-x)(其中M是Al或者来自元素周期表第4、5和6族的过渡元素)作为底涂层且例如采用含氧化铝或含铝的相作为顶涂层，以便也照顾到抗氧化性和耐磨性。
用于改善在涂层金属板热冲压中的模具性能的另一个设想是使用渗氮和渗碳氮处理和其它类型的表面处理以及例如像在WO2012104048中提到的等离子体渗碳氮和微结构化。但作者建议使用CrSiN涂层来避免金属板成型工具擦伤。
但采用上述工具表面设想仍无法产生对涂层金属板热冲压中的工具性能的充分改善。尤其对于铝硅涂层和涂锌的超高强度钢板(例如22MnB5)，所述擦伤现象和微裂问题(对涂锌22MnB5尤其相关)仍然是排名最前的问题。
发明目的
鉴于以上背景，本发明的目的是提供硬质涂层用于在室温和升高温度下在接触铝基、锌基和铁基的对应物时获得增强的摩擦学性能(低摩擦磨损和粘着磨损)。
根据本发明的解决方案
根据本发明，这通过一种包括至少一个碳化钼(MoC)硬质层的硬质涂层来实现。根据一个优选实施例，它具有专用的构造设计。
利用这样的包括至少一个碳化钼硬质层以获得增强的摩擦学性能(低摩擦磨损和明显减轻的擦伤)的硬质涂层，在铝硅涂覆和涂锌超高强度钢板(如22MnB5)的热冲压过程中的工具性能可以被显著增强。
发明详述
现在将借助图表具体举例描述本发明。
图13示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5在HT-SRV试验2.5分钟之后且对于不同的金属坯温度(800-500℃)所获得的结果。涂层粘着磨损：1最佳，5最差；涂层摩擦磨损：归一化至8μm的按百分比计的涂层损失。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。图25示出相应的SEM磨损痕迹显微照片。
图14示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5在600℃下的HT-SRV试验2.5分钟之后且重复试验10次所获得的结果。涂层粘着磨损：1最佳，5最差；涂层摩擦磨损：归一化至8μm的按百分比计的涂层损失。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。分别在图26和图27中示出磨损进展和相应的SEM磨损痕迹显微照片的示意图。
图15示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的相关涂层性能的概述：在600℃下进行HT-SRV试验2.5分钟(粘着磨损：1最佳，5最差；摩擦磨损：归一化至8μm的按百分比计的涂层损失)，室温下的摩擦磨损系数，硬度，摩擦系数和氧化性能(氧化物层厚度，如归一化至8μm涂层厚度的按百分比计的横断SEM分析所测)。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。图28示出相应的SEM磨损痕迹显微照片。
图16示出针对摩擦体系涂层相对于锌基/22MnB5的相关涂层性能的概述：在700℃下进行HT-SRV试验2.5分钟且10次2.5分钟(粘着磨损：1最佳，5最差；摩擦磨损：归一化至8μm的按百分比计的涂层损失)，室温下的摩擦磨损系数，硬度，摩擦系数和氧化性能(氧化物层厚度，如归一化至8μm涂层厚度的按百分比计的横断SEM分析所测)。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。相应的SEM磨损痕迹显微照片如图29所示。
图17是针对(1)铝硅基金属板和(2)锌基金属板的热冲压工艺相关的错综复杂情况的示意图。
图18示出以sccm计的C2H2流量和碳化钼涂层的通过非标准EDS在15kV下测量的化学成分之间的关系。
图19示出以sccm计的C2H2流量和碳化钼涂层的通过利用Cu-Ka在40kV和30mA下的X射线衍射测量的相成分之间的关系(c)，以200sccm的C2H2流量的碳化钼涂层的XRD图案(a)和与以sccm计的C2H2流量(b)相关的在fcc结构内的无应力晶格常数变化，包括111晶面FWHM的绝对变化(即相对于Al2O3NIST标准SRM 1976a所测)。
图20是与以sccm计的C2H2流量相关的沉积碳化钼涂层表面的俯视SEM显微照片。
图21是刚沉积的碳化钼涂层晶粒形貌的与以sccm计的C2H2流量相关的横断(断口)SEM显微照片。对于MoC-300sccm的C2H2，也示出HRC压痕。
图22示出以sccm计的C2H2流量和碳化钼涂层的机械性能之间的关系：a)压痕硬度，b)双轴杨氏模量，c)残余机械应力和d)在室温下相对于Al2O3测量的摩擦磨损系数。
图23示出以sccm计的C2H2流量和在室温下的碳化钼涂层的摩擦学性能之间的关系：a)相对于Al2O3的摩擦系数，b)对应物磨损，和c)涂层磨损。
图24示出用于非室温的摩擦学试验的HT-SRV试验计划：涂覆SRV销(1)将被装上并随后在升高温度下相对于(铝硅和锌)涂层金属板(2)划动。
图25是针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的在对于不同的金属坯温度(800-500℃)进行了HT-SRV试验2.5分钟后的涂层表面磨损痕迹的SEM显微照片。集结材料是铝硅基。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。也见图13。
图26是针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的、作为在600℃下试验时间的函数的涂层表面磨损进展(左侧：粘着磨损；右侧：摩擦磨损)的示意图。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。也见图14。
图27是针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的在600℃下进行了HT-SRV试验2.5分钟并且连续重复10次试验的涂层表面磨损痕迹的SEM显微照片。集结材料是铝硅基。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。也见图14。
图28是针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的在600℃下进行HT-SRV试验2.5分钟之后的涂层表面磨损痕迹的SEM显微照片。示出了以200sccm的C2H2添加碳和“CrSi”至碳化钼的效果和关于磨损(尤其是粘着磨损)的结构设计。集结材料是铝硅基。涂层标记中的数字表示以sccm计的C2H2流量。也见图15。
MoC涂层(碳化钼)通过采用Oerlikon Balzers Innova沉积系统的反应阴极电弧气化来沉积。在加工室被抽真空至低于10-5mbar后，进行标准的加热和蚀除以保证良好的层对基材的附着。所用的靶由纯钼(用于沉积功能层)和其它金属靶例如像铬、铬-硅、钛、钛-铝和铝-铬(用于沉积中间层和过渡层)构成并且按照与适当气体(N2、C2H2和/或Ar)反应的模式利用气流控制器来运行。总涂层厚度在4-6μm范围内。涂层沉积温度约为450℃。为了保证整个涂层体系的良好涂层附着(至钢、碳化钨和其它陶瓷基材1，见图30)，氮化物中间层2(如CrN，见图30)在3Pa压力的纯N2气氛中以20伏低偏电压被沉积，得到约0.5μm厚度。随后，为了很顺利地从氮化物范围移动至碳化物范围，C2H2流量随同氩气流量一起被增大，同时氮气流量在延长时间内被减小，结果碳氮化物过渡层3(例如CrCN，见图30)显示出1-2μm的总厚度。这改善了与以上后面的纯碳化钼层的结合。接着，碳化钼功能层4(见图30)在具有不同C2H2/氩气比的混合C2H2/氩气气氛中被沉积，即具有不同的C2H2流量(50-300sccm)，以获得具有不同Mo/C比的纯碳化钼涂层。所述过渡层和功能层利用相同的20伏偏电压被沉积，因为已确认在特别关注摩擦学情况下增大偏电压不会改善涂层性能。
以下，将会关注碳化钼功能层的与C2H2流量相关的微结构特征。之后将会讨论在室温和升高温度下的摩擦学性能。
图18示出以sccm计的C2H2流量和碳化钼涂层的借助无标准X射线能谱仪以15kV加速电压测量的化学成分之间的关系。随着C2H2流量从50sccm增大至300sccm，Mo/C比例减小，即碳化钼涂层变得越来越富含碳。
进行X射线衍射相分析(利用Cu-Ka和40kV/30mA，采用并行光束形状和能量分散检测仪)以便也调查相应的相进展。如图19c)所示，具有从100sccm至300sccm的C2H2流量的碳化钼涂层是由面心立方(fcc)的MoC构成的单相，而fcc-MoC的晶格常数随着C2H2流量增大而减小(见图19b)。仅对于50sccm的C2H2流量，观察到了包括Mo2C和MoC的双相碳化钼涂层。如图19a)所示的XRD图案是具有从100sccm至300sccm的C2H2流量的所有碳化钼涂层的代表，抛开以下事实不算，即衍射强度以及在衍射线半最大值时的全宽度是不同的。观察到了随着C2H2流量增大，衍射线变得明显更宽，这表明晶体尺寸显著缩小(见图19b)，但如图19a)所示的或多或少随机的晶体取向保持不变，这表明这些涂层未显示出引人注目的晶体学织构。
与C2H2流量相关地刚沉积的碳化钼涂层的俯视图和横断SEM显微照片分别如图20和图21所示。显然，碳化钼涂层可以关于表面和端口形貌被分为两个(微结构)组，即具有200sccm以上的C2H2流量的碳化钼涂层显示出缺陷相当多的具有精细结构的晶粒端口形貌的表面(许多小滴)。但具有50sccm和100sccm的C2H2流量的碳化钼涂层看上去致密许多(类玻璃)，显示出少量表面缺陷(小滴)。除此之外，也能清楚看到碳化钼涂层的机械性能随着C2H2流量在显著变化。通常，可以说涂层硬度、双轴杨氏模量、残余压缩应力和摩擦磨损系数随着C2H2流量增大而减小(见图22)。这一观点符合如上所述的晶粒断口形貌的变化。
针对如图23所示的不同的碳化钼涂层进行在室温下的利用Al2O3小球(具有8mm直径，5N的力，10cm/s速度和300m距离)的标准摩擦学销盘试验。摩擦系数随增大的C2H2流量明显减小(见图23a)。对于具有300sccm的C2H2流量的碳化钼涂层，相对于钢(100Cr6)进行销盘试验，以及测量摩擦系数与Al2O3相比甚至更小(约0.16)。另外，对应物(见图23b)和涂层磨损(见图23c)的评估又揭示了性能在随着C2H2流量减小而增强(即磨损在减轻)。
也进行相对于(AlSi基和Zn基)超高强度钢(22MnB5)的涂层高温摩擦学调查研究，以提供用于相比于基准涂层MoN的碳化钼涂层的摩擦磨损和粘着磨损行为和其它有前途的碳化物体系(CrSiC和WSiC)的评估的可靠基础。作为基准涂层，采用众所周知的AlCrN和TiAlN涂层以及其表面接受等离子体渗氮处理(在此在顶侧形成由Fe-N构成的具有约10um厚度的化合物层；以下，该化合物层用CL来缩写)的基材。图15示出这些体系的最相关的涂层性能(像例如摩擦磨损系数、硬度、摩擦系数和氧化性能)。
采用高温往复移动磨损试验(HT-SRV，Optimol Instruments有限公司)以允许在实验室环境下的高效摩擦学涂层特征分析(试验计划图如图24所示)。
试验的下部件由涂层金属板2(铝硅涂覆或涂锌22MnB5)构成，其就铝硅涂覆22MnB5板来说被首先加热至900℃，或者就涂锌22MnB5板来说被加热到880℃。位于金属板下方的加热筒被用于加热。该温度随后被保持恒定约10分钟，随后就铝硅涂覆22MnB5板而言，金属板被冷却到800-500℃，或就涂锌22MnB5板而言被冷却到700℃。在开始摩擦学试验前不久，由涂覆SRV销1构成的试验的上部件也被装到设备中，用10N力被加载到下部件表面并按照1Hz频率在2.5分钟内被置于往复滑动运动中(走过几毫米的位移距离)。为了分别针对在600℃下的AlSi/22MnB5和在700℃下的Zn/22mNB5评估长期性能(时间相关的磨损行为)，连续重复10次相同的2.5分钟试验常规做法，此时针对每次试验采用了新(未用)的金属板，但保持涂覆SRV销不变。
在摩擦学试验之后，涂覆SRV销被转送至扫描电子显微镜(SEM)并且尤其关注材料集结行为(即粘着磨损)地分析磨损痕迹特征。采用了从1至5的主观分类以评估粘着磨损，在此，1相当于无集结，5相当于集结很明显。
另外，通过测量在磨损痕迹之外以及之内的涂层厚度(通过曲面研磨方法)来定量确定摩擦磨损。于是，可以获得归一化至8μm涂层厚度的按百分比计的摩擦磨损。
图13示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5在不同的金属坯温度(800-500℃)进行HT-SRV试验2.5分钟后所获得的结果。图25示出被测涂层的相应SEM磨损痕迹显微照片的错综复杂情况。所述基准涂层(渗氮CL、AlCrN和TiAlN)还有氮化钼在整个研究温度范围(800-500℃)内显示出相当差的粘着磨损性能，即观察到大量铝硅集结，尤其是对于AlCrN、TiAlN和MoN，即便摩擦磨损为0％。相反，相当引人注目的是碳化物涂层总体在整个研究温度范围(800-500℃)内具有改善许多的粘着磨损性能，即便CrSiC-150(凭借150sccm的C2H2流量的Cr-Si-C涂层)和还有WSiC遇到摩擦磨损的侵袭，所述摩擦磨损甚至随着金属坯温度降低而增强。但具有200sccm的C2H2流量的碳化钼涂层(MoC-200)对于所有应用温度显示出没有摩擦磨损并且还保持几乎没有铝硅集结。
在图14中示出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5在600℃下进行HT-SRV试验2.5分钟后且连续重复10次试验时所获得的结果。涂层磨损进展和对应的SEM磨损痕迹显微照片的示意图分别如图26和图27所示。基准涂层AlCrN在长期试验过程中完全保持不变，没有摩擦磨损，但粘着磨损(铝硅集结量)如图27清楚所示明显增大。凭借150sccm的C2H2流量的Cr-Si-C涂层(CrSiC-150)显示出相比于AlCrN更好的粘着磨损进展，但由于摩擦磨损随着试验时间推移而增强，故一旦功能层被用得越来越少则集结量也增大。在此又清楚显示出了但碳化钼涂层的出色性能。两种涂层，即碳化钼具有200sccm的C2H2的碳化钼和具有300sccm的C2H2的碳化钼(MoC-200和MoC-300)，在试验时间内都保持几乎没有铝硅集结，尤其是没有出现摩擦磨损。在所有被测涂层之间的直接对比清楚揭示了MoC-300具有最佳的总体性能(见图26和27)，因为在扩展试验期间内完全没有粘着磨损和摩擦磨损。
以上已经表明，针对碳化钼增大C2H2流量至300sccm导致在升高温度下的最佳摩擦学性能。但关于此也尤其重要的是保证前景光明的涂层体系通常能长期经受住升高温度(像工业应用所要求的那样)。另外，就像在本文前言中已述地，关于在升高温度下直接接触涂层板时的摩擦系数的信息也让人很感兴趣(尤其对于涂锌板就微裂而言)。因为这些缘故，图15给出针对摩擦体系涂层相对于AlSi基/22MnB5的相关涂层性能的综合概括：除HT-SRV性能外，还给出室温摩擦磨损系数、涂层硬度、相对于Al2O3的室温摩擦系数和相对于涂层板的高温摩擦系数以及还有氧化性能。氧化性能是如此确定的，即在样品在环境气氛中退火至600℃达1小时后在横断SEM中测量氧化物层厚度(或涂层厚度损失)，于是可以获得归一化至8μm涂层厚度的按百分比计的氧化性能。图28示出该涂层上的相应的SEM磨损痕迹显微照片。
基准涂层AlCrN和TiAlN没有氧化并且相对于铝硅/板的约1.2的COF相当高。MoN具有与AlCrN和TiAlN一样的COF，但该涂层在这些条件下是化学不稳定的，这意味着涂层被完全氧化。渗氮CL显示出相对于铝硅/板的最大COF并且30％的氧化性能是相当中间性质的。
与此相比，具有200sccm的C2H2流量的碳化钼涂层显示出约30％的相似的氧化性能(相比于工业应用的渗氮CL表面，其可被认为是一种工业标准，即可以假定这种氧化水平是可接受的)和约1.0的针对铝硅板的减小的COF。另外，很引人注目的是具有增大至300sccm的C2H2流量的碳化钼涂层一方面显示出改善的氧化性能(MoC-300，约为15％)，另一方面具有明显减小的相对于铝硅/板的约为0.5的COF。已经认识到，一种增大具有200sccm(以上)的C2H2流量的纯碳化钼涂层的氧化性能的做法是添加Cr和Si至涂层结构。Mo靶和CrSi(95/5)靶在混合的C2H2/氩气气氛中的同时使用导致具有明显改善的氧化性能(见图15中针对MoCrSiC-200和MoCrSiC-300的结果)的精细纳米层的Mo-C/Cr-Si-C涂层6(见图30)的形成。这可以通过以下事实来解释，具有150sccm的C2H2流量的Cr-Si-C涂层显示出很好的抗氧化性。但与此同时针对纳米层Mo-C/Cr-Si-C涂层的摩擦磨损性能减弱，对此可归结于具有150sccm的C2H2流量的Cr-Si-C涂层的不良摩擦磨损行为。幸运的是可以调整结构，从而可得到合理的总体折中方案(见图15中的MoC/MoCrSiC-200)，即高的抗氧化性能和低的粘着磨损和摩擦磨损，尽管相对于铝硅/板的COF约为0.9，不像用于纯MoC-300时的COF那样好。该专用结构可以被描述为在纯碳化钼5(见图30)和纳米层Mo-C/Cr-Si-C6(见图30)之间的多层，此时纯碳化钼5(见图30)在上且在不同亚层范围内有着恒定的200sccm的C2H2流量。
在图15和图28中，也针对不同的碳化钼涂层赫然示出了铝硅集结行为如何与C2H2流量相关联的。由此断定，需要具有200sccm以上的C2H2流量的碳化钼涂层以保证恒定低水平的粘着磨损。
在图16中示出针对摩擦体系涂层相对于锌基/22MnB5的相关涂层性能的综合概括。在700℃下进行HT-SRV试验2.5分钟且2.5分钟重复10次，给出室温摩擦磨损系数、涂层硬度、相对于Al2O3的室温摩擦系数和相对于涂层板的高温摩擦系数还有氧化性能。氧化性能按照如上所述方式来确定且因此缘故而未再讨论这些结果，即便它们为了完整性起见被包含在表4中。在涂层上的相应SEM磨损痕迹显微照片如图29所示。该基准涂层(渗氮CL、AlCrN和TiAlN)在700℃下的2.5分钟测试后未显示出摩擦磨损，但可以看到显著的ZnO集结。相对于锌/板的COF也对于所有三个涂层是相对高的，约为1.4。当长期试验时，渗氮CL表面保持相当高水平的粘着磨损，除此之外，摩擦磨损也变得有问题(约15％)。MoN基本上显示出前景光明的性能，即无摩擦磨损和在长期试验中不改变的低粘着磨损，并且相对于锌/板的COF被减小到约为1.0的值。但对于具有300sccm的C2H2流量的碳化钼涂层(MoC-300)，观察到了最佳总体性能(就像已针对摩擦体系涂层相对于AlSi/22MnB5所公布的那样)：无摩擦磨损和在长期测试时保持不变的很低的粘着磨损。另外，相对于锌板的COF被明显减小至约0.5的值。
总之，鉴于以上背景，可以总结出具有300sccm的C2H2流量的电弧气化碳化钼涂层显示出被用作用于铝硅涂层和涂锌超高强度钢板(如22MnB5)热冲压的可靠的一体化解决方案的特殊潜力，因为所有相关涂层性能如摩擦磨损、粘着磨损、摩擦系数和氧化性能都出色或至少与所述基准不相上下。
凭借300sccm的C2H2流量的电弧气化碳化钼涂层具有以下特殊优点：
-在接触铝硅涂层金属板时，观察到极低的粘着磨损，其提供用于在工业操作中明显减少严重擦伤现象的特殊潜力。
-在接触涂锌金属板时，与基准相比观察到约为0.5的明显减小的COF，其提供用于改善微裂问题的特殊潜力。

Claims (17)

1.一种被涂覆的成型工具的用途，其具有基材和硬质涂层，该硬质涂层包括
铬层作为附着层，
a-C:H:W硬质层被沉积作为功能层和a-C:H:W磨合层在采用增大的乙炔流量情况下被沉积在所述作为功能层的a-C:H:W硬质层上方，
其中，所述被涂覆的成型工具被用作用于热金属板成型工艺的热金属板成型工具，
其中涂覆有锌基涂层的金属板或涂覆有铝硅基涂层的金属板被处理，
其中，被处理的被涂覆的金属板是超高强度金属板，
并且其中，所述超高强度金属板是22MnB5类型的金属板。
2.根据权利要求1所述的用途，其特征是，至少一个a-C:H:W硬质层被沉积作为最外层。
3.根据权利要求1所述的用途，其特征是，至少一个a-C:H:W硬质层被沉积作为功能层。
4.根据权利要求1至3之一所述的用途，其特征是，至少一个中间层沉积在所述基材和硬质涂层之间，该中间层改善所述硬质涂层对基材的附着。
5.一种用于制造工件的金属板热加工成型工艺，其特征是，采用根据权利要求1至3之一所述的用途中所述的工具。
6.根据权利要求5所述的金属板热加工成型工艺，其特征是，该工件是涂覆有锌基涂层或铝硅基涂层的金属板。
7.根据权利要求5或6所述的金属板热加工成型工艺，其特征是，该工件是超高强度金属板，其能够在加工之后显示出1500MPa或更高的抗拉强度。
8.根据权利要求7所述的金属板热加工成型工艺，其特征是，该工件是22MnB5类型的金属板。
9.一种用根据权利要求1至3之一所述的硬质涂层来涂覆至少一个温或热成型工具的方法，其特征是，所述至少一个a-C:H:W硬质层是通过在含碳气氛中溅射至少一个含WC的靶来沉积的。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征是，该含碳气氛是混合的氩气/乙炔气氛。
11.根据权利要求9所述的方法，其特征是，所述至少一个含WC的靶含有Ni。
12.根据权利要求9所述的方法，其特征是，所述至少一个含WC的靶按照原子百分比含有6％的Ni。
13.根据权利要求9所述的方法，其特征是，所述至少一个a-C:H:W硬质层在低于150℃的工艺温度或基材温度被沉积。
14.根据权利要求9所述的方法，其特征是，至少一个纯铬靶被用于沉积铬中间层，作为所述基材和至少一个a-C:H:W硬质层之间的附着层。
15.根据权利要求9所述的方法，其特征是，在沉积所述至少一个a-C:H:W硬质层的过程中，施加低于300伏的偏电压。
16.根据权利要求9至15之一所述的方法，其特征是，a-C:H:W磨合层通过增大该含碳气氛中的碳含量被沉积在所述至少一个a-C:H:W硬质层的上方。
17.根据权利要求9所述的方法，其特征是，该含碳气氛是乙炔含量多于氩气含量的混合气氛。
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