DE19526387C2 - Doppelt beschichteter Stahlverbundgegenstand und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents
Doppelt beschichteter Stahlverbundgegenstand und Verfahren zu dessen HerstellungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ionische Nitrierung zur Vorbehandlung von Stahlteilen,
die mit einem harten Belag zu beschichten sind, gefolgt durch Bildung eines
harten Belags auf den Teilen durch ein PVD-Verfahren (Physical-Vapor-
Deposition oder Physikalische Dampfbeschichtung). Insbesondere betrifft die
Erfindung einen oberflächenbehandelten Stahlverbundgegenstand, dessen
Hartbeschichtungsbelag kaum bricht und eine ausgezeichnete Abriebbestän
digkeit und Oxidationsbeständigkeit zeigt, sowie ein Verfahren zu dessen
Herstellung.
Die Bildung eines Hartbelags durch ein PVD-Verfahren hat den Vorteil, daß
der Belag bei einer relativ geringen Temperatur gebildet werden kann. Die
Vorbehandlung zur Bildung eines Hartbelags auf mit dem Hartbelag zu
beschichtenden Stahlteilen umfaßt allgemein: zunächst Aussetzen der
Oberfläche der Teile einer Plasmanitrierung, um hierdurch auf den Ober
flächen eine Nitridschicht zu bilden, und dann Bildung eines Hartbelags auf
der Nitridschicht, wodurch die Adhäsion und Dauerhaftigkeit des somit
gebildeten Hartbelags verbessert wird.
Bei der bisherigen Plasma- oder ionischen Nitrierung ist es möglich, die
Oberfläche von Metallteilen gleichmäßig zu behandeln, die relativ einfache
Formen und keine kleine Unebenheiten aufweisen, um hierdurch auf diesen
eine Nitridschicht zu bilden. Ferner ist es möglich, eine dünne Hartschicht
mit einer Dicke von 5 bis 15 µm oder dergleichen auf der Oberfläche von
Metallteilen zu bilden, ohne die Oberflächenrauhigkeit wesentlich zu
verstärken.
Es ist bekannt, die Oberfläche von Stahlmaterialien wie etwa Werkzeugen
und Preßformstücken mit einem TiN-Belag durch ein PVD-Verfahren wie
etwa Ionenbeschichtung zu beschichten, um hierdurch die Abriebfestigkeit
der Materialien zu verbessern. Jedoch haben Metallnitride wie etwa TiN den
Nachteil, daß sie bei hohen Temperaturen leicht oxidieren und ihre
Abriebfestigkeit aufgrund der durch Oxidation gebildeten spröden Oxid
schicht merklich reduziert ist. Daher ließen sich bei Werkzeugen zur
Bearbeitung von harten Stahlmaterialien oder von schlecht schneidbaren
Materialien und bei Preßformen zur Heißbearbeitung keine ausreichenden
Wirkungen erzielen.
Zur Verbesserung des Oxidationsproblems von TiN wurde ein TiAlN-Belag
vorgeschlagen. W. D. Muntz et al von Reiboltherens Co. berichteten
beispielsweise, daß TiAlN eine gute Oxidationsbeständigkeit hat (siehe J.
Vac Sci. Technol., A4, 2717 (1986)).
Durch Zugabe von Al zeigte der erwähnte TiAlN-Belag eine verbesserte
Beständigkeit, jedoch wurden die mechanischen Eigenschaften des Belags
mit zunehmender Al-Menge schlechter. Bei Anwendung des Belags bei
Werkzeugen verschlechtert sich daher deren Qualität. Weil Al eine Art von
Defekt in dem TiN-Belag darstellt, sinkt die Zähigkeit des TiAlN-Belags, und
der Belag hat im Vergleich mit TiN schlechte mechanische Eigenschaften.
Die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften durch Zugabe Al
wird in einem Bereich auffällig, in dem die Al-Menge in dem TiAlN-Belag 10
mol% auf Basis der Metallbestandteile überschreitet. Ein TiAlN-Belag mit
einer Al-Menge von weniger als 10% zeigt ähnliche mechanische Eigen
schaften wie ein TiN-Belag, jedoch läßt sich durch Zugabe von Al mit einer
derart niedrigen Konzentration keine wesentliche Wirkung hinsichtlich der
Oxidationsbeständigkeit erzielen. Um die einander widerstrebenden
Phänomene zu kompensieren, das sind die Verschlechterung der mechani
schen Eigenschaften und die Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit
durch Zugabe von Al, wurde ein Belag mit einer Struktur vorgeschlagen, in
der sich die Al-Konzentration kontinuierlich ändert. Die japanische Patent
offenlegungsschrift Hei 2-170965 schlägt beispielsweise eine Belagstruktur
mit sich ändernder Al-Konzentration vor, in der die Al-Konzentration zu der
Oberfläche hin zunimmt und an der äußersten Oberfläche die maximale
Al-Konzentration erreicht.
Wenn bei der herkömmlichen ionischen Nitrierung Metallteile feine Schlitze,
Öffnungen oder Nuten aufweisen, oder Metallteile unterschiedlicher Formen
gleichzeitig der ionischen Nitrierung unterzogen werden, wirkt, weil Plasmen
an bestimmten Teilen des Metallelements lokalisiert sind und die Verteilung
der Plasmen ungleichmäßig ist, die ionische Nitrierung auf der Oberfläche
der Metallteile ungleichmäßig, oder es tritt eine lokale Überhitzung auf,
wobei die Temperatur an der Oberfläche der Metallteile abnormal ansteigt
und sich hierdurch die Eigenschaften der Teile verschlechtern. Demzufolge
ist es unmöglich, auf der Oberfläche der Metallteile eine gleichmäßige Nitrie
rung vorzunehmen, und auch wenn ein Hartbelag durch ein PVD-Verfahren
auf den Metallteilen gebildet wird, die keiner gleichmäßigen Nitrierung
unterzogen wurden, schwankt die Haftung oder Dauerhaftigkeit des Belags
stark.
Um ferner die Haftung oder Dauerhaftigkeit des Belags zu verbessern, der
durch Bildung einer Nitridschicht (Diffusionsschicht) durch ionische
Nitrierung gebildet ist, ist es erforderlich, eine Nitridschicht von etwa 30 bis
500 µm auf den Metallteilen zu bilden. Wenn jedoch eine Nitridschicht
(Diffusionschicht) von etwa 30 bis 500 µm auf den Metallteilen durch
herkömmliche ionische Nitrierung gebildet wird, steigt die Oberflächenrau
higkeit der Metallteile durch Aufstäuben, lagert sich ein feines Pulver
aufgrund des Aufstäubens ab oder bildet sich eine spröde Verbundschicht.
Wenn dann hierauf der Belag gebildet wird, verschlechtert sich die Haftung
des Belags, und kann die Haftung und Dauerhaftigkeit des nach der
ionischen Nitrierung gebildeten Hartbelags nicht verbessert werden, und
statt dessen verschlechtern sich die Eigenschaften des Hartbelags.
JP-A 05-148 616 (Abstract) beschreibt ein Verfahren zur Verbesserung der
Korrosions- und Abriebbeständigkeit von Stahl, wobei das Verfahren die
Bildung einer Nitridschicht von 20-60 µm Dicke auf der Stahloberfläche, das
Aufbringen von Ti durch eine Ionenplattierungsmethode und das an
schließende Beschichten der Oberfläche mit TiN direkt oder über TiC
umfaßt. Die Filmdicke der durch das Ionenplattierungsverfahren erhaltenen
Schicht ist 1 bis 3 µm.
JP-A 05 098 422 (Abstract) offenbart ein kontinuierliches Verfahren zur
ionischen Nitrierung und keramischen Beschichtung eines metallischen
Werkstücks, wobei die ionische Nitrierung unter Bedingungen ausgeführt
wird, bei denen eine Radiofrequenz-Glimmentnladung bei einer Plasmadichte
von 0,2 bis 5 W/cm durch Verwendung einer Mischung von N2, H2 und Ar
als Nitrierungsgas bei einer Temperatur von 500 bis 600°C, d. h. unter
konventionellen Nitrierungsbedingungen, durchgeführt wird.
JP-A 05-098 419 (Abstract) betrifft ein oberflächenbehandeltes Stahl
produkt, welches eine erste Schicht aus einer Nitiridschicht, Carbidschicht
und/oder Carbonitridschicht und eine zweite Schicht aus einer Nitridschicht,
Carbidschicht und/oder Carbonitridschicht aus Cr auf der ersten Schicht
aufweist, wobei die zweite Schicht durch ein Ionenplattierungsverfahren
durchgeführt wird.
JP-A 58-064 377 (Abstract) betrifft die Herstellung von oberflächenbe
schichteten Stahlprodukten mit einer auf der Produktoberfläche aufgebrach
ten Nitrid- oder Carbonitridschicht, wobei die Nitrierung der Oberfläche
durch eine Glimmentladung in Gegenwart von gasförmigem N2 erfolgt.
DE-PS 37 02 984 offenbart ein Verfahren zur thermochemischen Ober
flächenbehandlung von Werkstoffen mit einem reaktiven Gasplasma in einer
Reaktionskammer, wobei das Gasplasma mittels Bogenentladung erzeugt
wird. Gemäß Anspruch 12 erfolgt eine Nitrierung der Oberfläche durch
Stickstoff, gegebenenfalls zusammen mit Wasserstoff.
US-PS 5 071 693 betrifft ein mit mindestens 3 Schichten einer Nitrid
haltigen Verbindung beschichtetes Substrat, wobei die Zusammensetzung
jeder Schicht eine nicht-stöchiometrische Verbindung ist, deren Stickstoff
gehalt sich um mindestens zwei Atomprozent von dem einer Nachbarschicht
unterscheidet. Es werden unter anderem TiN- und TiAlN-Schichten
offenbart. Das Aufbringen der Schichten kann durch die PVD-Methode
erfolgen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren aufzuzeigen, mit dem sich ein
Stahlkörper besonders dauerhaft hartbeschichten läßt.
Im Hinblick auf die Tatsache, daß ein TiAlN-Belag im Vergleich mit einem
TiN-Belag eine ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit hat, aber wegen
seiner schlechten Zähigkeit keine praktische Wirkung bei Anwendung bei
einem Arbeitswerkzeug zeigt, ist es ein weiteres Ziel der Erfindung,
oberflächenbehandelte Stahlverbundgegenstände anzugeben, die sowohl
Oxidationsbeständigkeit als auch Abriebbeständigkeit als auch eine
ausgezeichnete Haftung mit einem Substrat zeigen und dauerhaft sind,
indem man die Gesamtfläche von Metallteilen unterschiedlicher Form
gleichzeitig ionischer Nitrierung unterzieht oder den Oberflächenzustand der
Metallteile beibehält, und anschließend kontinuierlich einen Hartbelag durch
ein PVD-Verfahren in einer identischen oder separaten Vorrichtung bildet,
sowie ein Verfahren der Herstellung solcher oberflächenbehandelter
Stahlverbundprodukte.
Die Erfindung besteht in einem Verfahren zur Herstellung von doppelt
oberflächenbehandelten Stahlverbundgegenständen, umfassend: Unter
ziehen der Oberfläche von Metallteilen einer Glimmentladung mit einer
Stromdichte von 0,001 bis 2,0 mA/cm2 unter Verwendung von gasförmi
gem Ammoniak und gasförmigem Wasserstoff, während die Temperatur der
Metallteile bei 300 bis 650°C gehalten wird, um hierdurch eine ionische
Nitrierung zur Bildung einer Nitridschicht durchzuführen, und Bildung auf der
Nitridschicht eines Hartbelags mit Nitrid, Carbid und/oder Carbonitrid aus
einem oder mehreren der Elemente Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta und Cr, durch ein
PVD-Verfahren oder eines Laminat-Belags oder eines Gradient-Laminat-
Belags aus einem solchen Hartbelag, nach Anspruch 1.
Bevorzugt erhält der Stahlkörper eine erste Schicht aus einer Nitridschicht,
die durch ionische Nitrierung gebildet ist, und eine zweite Schicht aus einem
Hartstoffbelag mit Nitrid, Carbid und/oder Carbonitrid aus einem oder
mehreren der Elemente Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta und Cr und die auf der ersten
Schicht als Laminat-Belag oder Gradient-Laminat-Belag des Hartbelags durch
das PVD-Verfahren aufgelagert ist.
Bevorzugt erhält der Stahlkörper als zweite Schicht einen TiAlN-Belag oder
einen Laminat-Belag, in dem sich besonders bevorzugt die Al-Konzentration
in dem TiAlN-Belag kontinuierlich ändert, einen Gradient-Belag, in dem sich
Al-Konzentration kontinuierlich ändert, oder einen Laminat-Gradient-Belag,
in dem eine intermittierende Änderung und kontinuierliche Änderung der
Al-Konzentration gleichzeitig vorhanden sind, aufweist.
Bevorzugt wird eine Zwischenschicht, die aus Nitrid, Carbid und/oder
Carbonitrid aus einem oder mehreren der Elemente Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta und
Cr aufweist, zwischen dem TiAlN-Belag und dem Metallteil in einer Menge
von weniger als 90% der gesamten Belagdicke durch ein PVD-Verfahren
aufgebracht.
Die erfindungsgemäß zu behandelnden Stähle können Federstähle wie etwa
SUP 10 umfassen, Lagerstähle wie etwa SUJ 2, Nitridstähle wie etwa
SACM 645, Heißarbeitsstähle wie etwa SKD 61, Kaltarbeitsstähle wie etwa
SKD 11, Hochgeschwindigkeitsstähle wie etwa SKH 51, wärmebeständige
Stähle wie etwa SUS 301, Maschinenteilstähle wie etwa SCR 20 und
wärmefeste, säurefeste Stähle wie etwa SUS 410.
Ferner können die erfindungsgemäß zu behandelnden Gegenstände
CD-Formwerkzeuge und verschiedene Arten von Metallteilen mit relativ
einfachen ebenen Formen umfassen, sowie etwa Schrauben für Extrusions
formmaschinen, Schrauben für Rührer, Pressformwerkzeuge für Maschinen
teile, Fahrzeugzahnräder, Motorteile, Formstücke für Aluminiumextrusion
und Schneidwerkzeuge wie etwa Bohrer oder Stirnfräser mit komplizierten
Formen.
Bei der ionischen Nitrierung zur Bildung der Nitridschicht als der ersten
erfindungsgemäßen Schicht beträgt die Temperatur der Metallteile etwa 300
bis 650°C, und zwar aus folgenden Gründen:
Es ist nämlich erforderlich, die Metallteile auf eine Temperatur von 300 bis
650°C zu erwärmen, um die Metallteile schnell mit den Stickstoffionen
reagieren zu lassen und diese auf eine solche Reaktionstemperatur zu
erwärmen, daß sie die Reaktion mit einer ökonomisch akzeptablen Ausbeute
durchführen können. Dies deswegen, weil die ionische Nitrierungsreaktion
bei einer Temperatur unter 300°C außerordentlich langsam ist, während
sich einmal gebildete Nitride zersetzen und bei einer Temperatur über 650°C
keine ionische Nitrierung stattfindet. Ferner können die zu behandelnden
Teile nur durch die Glimmentladung bei einer Stromdichte von 0,001 von
2,0 mA/cm2, wie sie erfindungsgemäß verwendet wird, nicht auf die
genannte vorbestimmte Temperatur erwärmt und bei dieser gehalten
werden, und demzufolge ist ein Erwärmungsmittel erforderlich. Als
Erwärmungsmittel ist Elektrische Erwärmung, Gas Erwärmung oder
dergleichen verwendbar, wobei Elektrische Erwärmung besonders leicht
anzuwenden ist. Wenn die Wärmequelle an der Innenseite oder Außenseite
einer Vakuumkammer zur Durchführung der ionischen Nitrierung angeordnet
wird, kann in Kombination mit einem automatischen Steuersystem eine
programmierte Temperaturerhöhung oder Temperaturerhaltung leicht
durchgeführt werden.
Als Gas zur ionischen Nitrierung dienen gasförmiges Ammonik (NH3) und
gasförmiger Wasserstoff (H2), weil gasförmiges Ammoniak in N und H
zersetzt wird, die direkt in N2 und H2 umgewandelt werden, wodurch keine
ausreichende Nitrierreaktion stattfindet, wenn die Plasmastromdichte hoch
ist. Jedoch ist gasförmiges Ammoniak als Ammoniakradikale in einem
Bereich niedriger Plasmastromdichte stabil, während gasförmiger Wasser
stoff als ein Hilfsgas dient, um die Radikalbildung von gasförmigem
Ammoniak durch elektrische Entladung stabil durchzuführen. Ein bevor
zugtes NH3/H2 Volumenverhältnis reicht von 1/100 bis 1/0, bevorzugt 1/10
bis 3/1. Wenn das NH3/H2 Volumenverhältnis kleiner als 1/100 ist, findet
keine ausreichende ionische Nitrierreaktion statt. Im Fall ohne Zufuhr von
gasförmigem Wasserstoff vewendet man das zersetzte H2, weil H2 als das
Hilfsgas durch die Zersetzung von NH3 gebildet wird. Zur Stabilisierung des
Plasmas kann auch Ar-Gas oder dergleichen zugefügt werden.
Der auf die Oberfläche der Metallteile wirkende plasmabildende Strom liegt
bei 0,001-2,0 mA/cm2, weil die Glimmentladung ausschließlich zum
Wandeln gasförmigen Ammoniaks und gasförmigen Wasserstoffs in
Plasmen verwendet werden kann und innerhalb des oben genannten
Bereichs der Stromdichte keine Überschußwärme erzeugt. Wenn die
Stromdichte geringer als 0,001 mA/cm2 ist, erhält man keine ausreichende
Plasmabildung. Wenn andererseits die Stromdichte 2,0 mA/cm2 über
schreitet, wird die Oberfläche der Metallteil lokal überhitzt, so daß in den
Schlitzen oder in den Nuten keine ausreichende ionische Nitrierung
stattfindet. Ein Stromdichte im Bereich von 0,001 bis 0,5 mA/cm2 ist
bevorzugt, um die ionische Nitrierungsbehandlung bei glanzpolierten
Metallteilen anzuwenden, während der Oberflächenzustand bleibt wie er ist.
Die Dicke der Nitridschicht, die als die erste Schicht (Diffusionsschicht)
gebildet ist, liegt geeigneterweise in einem Bereich von 5 bis 500 µm,
bevorzugt von 20 bis 200 µm, in Abhängigkeit von der Belagstruktur des
Hartbelags, der als die zweite Schicht gebildet ist. Wenn die Dicke der
Nitridschicht (Diffusionsschicht) weniger als 5 µm ist, kann die Haftung des
als die zweite Schicht gebildeten Hartbelags nicht verbessert werden. Wenn
andererseits die Dicke 500 µm überschreitet, werden die Teile selbst spröde
und haben eine schlechte Aufschlagfestigkeit oder Dauerhaftigkeit.
Die Glimmentladung zur Bildung des Plasmas kann entweder eine Gleich
stromentladung oder eine Hochfrequenzentladung sein. Es besteht keine
besondere Einschränkung bezüglich einer Vakuumkammer zur Durchführung
der ionischen Nitrierung, vorausgesetzt, daß die Kammer eine Glimmentla
deelektrode und eine Rohrleitung für die plasmabildenden Gase aufweist und
eine mit einer Vakuumpumpe verbundene Absaugleitung aufweist.
Erfindungsgemäß dient das PVD-Verfahren (physical vapour deposition) zur
Bildung des Hartbelags, weil die durch ionische Nitrierung gebildete
Nitridschicht durch Diffusion bei einem Verfahren verloren geht, bei dem der
Belag bei hoher Temperatur gebildet wird, wie etwa einem Heiß-CVD-Ver
fahren (Chemical-Vapor-Deposition-Verfahren). Weil das PVD-Verfahren
einen Belag bei einer Temperatur unter 650°C bilden kann, ergibt es keine
unerwünschten Effekte einer durch die ionische Nitrierung gebildeten
Nitridschicht.
Das PVD-Verfahren umfaßt beispielsweise Ionenbeschichtung und
Aufstäuben. Die Verwendung des Ionenbeschichtungsverfahrens ist
bevorzugt, weil ein Belag mit einer starken Haftwirkung zur Verbesserung
der Gleitabriebfestigkeit gebildet werden kann, ohne daß sich die Ober
flächenhartschicht von der Nitridschicht durch Erwärmung bei der Filmbil
dung löst.
Das Ionenbeschichtungsverfahren dient allgemein zur Dampfablagerung
eines Materials, Ionisierung des verdampften Materials und ferner Be
schleunigen der ionisierten Metallmoleküle durch ein elektrisches Feld in
einer Reaktionsgasatmosphäre und Ablagern eines Metalls auf der Ober
fläche eines Substrats. Als eine Metallquelle im Fall der Bildung eines Belags
für etwa eine TiAlN-Belags mit einem Gemisch von zwei oder mehreren
Metallen, sind Verdampfungsquellen für die jeweiligen Metalle erforderlich,
aber beispielsweise zur Bildung eines Ti-Al-Belags kann anstelle der
Verwendung jedes der Metalle eine Ti-Al-Legierung verwendet werden.
Zugeführt werden Dämpfe für die jeweiligen Metalle mit einem angestrebten
Verhältnis unter Verwendung der Dampfquelle oder der Dampfquellen reiner
Metalle oder Legierungen unterschiedlicher Zusammensetzung allein oder
einer Mehrzahl von diesen gleichzeitig.
Als ein Mittel zum Verdampfen des Metalls ist jedes ohmsche Erwärmungs
verfahren oder Elektronenstrahlerwärmungsverfahren verwendbar, die in
vorhandenen Ionenbeschichtungsvorrichtungen enthalten sind. Ferner kann
das verdampfte Metall durch jedes bekannte Mittel wie etwa Kathodenbo
genentladung, Glimmentladung, Hochfrequenzentladung, ein Verfahren
unter Verwendung einer ionisierten Elektrode und Hohlkathodenverfahren
ionisiert werden. Unter diesen hat die Kathodenbogenentladungsionen
plattierung, die ein Verfahren zur Verdampfung und gleichzeitigen Ionisie
rung von Metall ist, eine im Vergleich mit anderen Verfahren hohe
Metallionisierungswirkung und ist zur Bildung eines stark haftenden Belags
geeignet.
Wenn ferner die Erwärmung durch Ionenbeschuß bei der Erwärmung eines
Substrats vor der Bildung des Belags verwendet wird, wird die Erwärmung
durch mehr Metallionen durchgeführt. Ein elektrisches Feld zur Beschleuni
gung ionisierter Metallionen liegt bevorzugt bei einer Spannung von -500 V
bis -2000 V und besonders bevorzugt von -800 V bis -1500 V.
Zur Herstellung eines Hartbelags werden ein oder mehrere Metalle
ausgewählt aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta und Cr als Verdampfungsquelle
verwendet, und N2, NH3, Kohlenwasserstoffe oder stickstoffhaltige
organische Verbindungen, beispielsweise (CH3)3N sind als Reaktionsgas
verwendbar. Der Druck des Reaktionsgases kann, obwohl von den
verschiedenen Arten verwendeten Gases abhängig, in einem Bereich von
0,133 bis 1330 Pa (10-3 bis 101 Torr) liegen.
Die Spannung zur Beschleunigung des ionisierten Metalls bei der Bildung des
Hartbelags liegt bevorzugt von -0 V bis -700 V, besonders bevorzugt von
-50 V bis -500 V.
Der erfindungsgemäße Hartbelag ist ein keramischer Belag, und weil er eine
hohe Vickershärte von 1500 bis 3000 aufweist und im Vergleich mit
herkömmlichen Metall einen geringen Reibkoeffizienten aufweist, zeigt er
eine ausgezeichnete Abriebfestigkeit.
Wenn jedoch die Dicke 10 µm überschreitet, verursacht die Keramiken
inhärente Sprödigkeit Bruch oder Abschälung, so daß die Dicke des
Hartbelags bevorzugt unter 10 µm liegt. Wenn andererseits die Dicke des
Hartbelags unter 1 µm liegt, erhält man nicht die ausreichenden Eigen
schaften des Hartbelags. Daher liegt die Dicke des Hartbelags bevorzugt
von 1 bis 4 µm, bevorzugt um 3 µm.
TiN ist ein Material mit einer Kristallstruktur vom B1-Typ. In TiAlN als
substituierter Festlösung, in der ein Teil von Ti in TiN durch Al ersetzt ist,
hat das Material die gleiche B1-Struktur wie TiN, innerhalb einer Al-Menge
bis zu 70 mol% auf Basis der Metallbestandteile des TiAlN-Belags. Wenn die
Al-Konzentration 70% überschreitet, ändert sich die Kristallstruktur und die
mechanischen Eigenschaften des Belags verschlechtern sich außerordent
lich.
Eine dichte Oxidschicht wird auf der Oberfläche des TiAlN-Belags mit
festgelöstem Al gebildet, wenn der Belag einer Oxidationsatmosphäre
ausgesetzt wird, so daß sie als Schutzschicht dient. Sie hat daher die
Funktion zu verhindern, daß der Belag aufgrund Wärme, die durch Reibung
beispielsweise in einem Schneidwerkzeug entsteht, oxidativ zersetzt wird.
Weil die Leistung mit höherer Al-Konzentration steigt, sollte die Al-Konzen
tration wenigstens größer als 20% sein, um eine ausreichende Oxidations
beständigkeit zu erlangen.
Weil Al als Defekt in dem TiAlN-Belag vorliegt, hat der Belag im Vergleich
mit TiN eine schlechte Zähigkeit. Wenn demzufolge das Substrat einer
elastischen Deformation und einer plastischen Deformation unterzogen wird,
kann der TiAl-Belag der Deformation nicht folgen und wird beschädigt.
Wegen der erfindungsgemäßen Nitridschicht (Diffusionsschicht) als erste
Schicht tritt jedoch die elastische Deformation oder plastische Deformation
in dem Subsrat weniger auf, und ferner ist die Zähigkeit des Belags im
Vergleich mit einschichtigem TiAlN durch intermittierendes oder/und
kontinuierliches Ändern der Al-Konzentration in dem TiAlN-Belag verbessert,
und infolgedessen kann die oben beschriebene Beschädigung vermieden
werden. Ferner ist der gesamte Belag zäher durch Einfügen einer Zwischen
schicht, die eine noch bessere Zähigkeit als TiAlN aufweist und ein Nitrid,
Carbid und/oder Carbonitrid aus einem oder mehreren der Metalle Ti, Zr, Hf,
V, Nb, Ta und Cr aufweist, zwischen die erste Schicht der Nitridschicht
(Diffusionsschicht) und dem TiAlN-Belag in einer Menge von weniger als
90% der Gesamtbelagdicke durch das gleiche PVD-Verfahren wie für den
TiAlN-Belag, um die oben beschriebene Beschädigung zu verhindern. Eine
Zwischenschicht mit einer größeren Dicke als 90% der Gesamtbelagdicke
ist nicht bevorzugt, weil dann die Dicke des TiAlN-Belags reduziert ist und
keine ausreichende Oxidationsbeständigkeit zeigt.
Weil die elastische Verformung oder plastische Verformung auf der
Oberfläche des Substrats durch eine doppelte Beschichtung des Ablagerns
der Nitridschicht als der ersten Schicht auf der Oberfläche des Substrats,
auf der ein Hartbelag als die zweite Schicht gebildet wird, wesentlich
unterdrückt wird, wird verhindert, daß sich der Hartbelag aufgrund der
Unfähigkeit, der elastischen Verformung und plastischen Verformung zu
folgen, beschädigt wird, um die Dauerhaftigkeit, wie etwa Abriebfestigkeit,
des Belags zu verbessern.
Die Erfindung wird nun anhand von Ausführungsbeispielen unter Hinweis
auf die beigefügte Zeichnung beschrieben.
Fig. 1 zeigt schematisch die Gesamtstruktur einer Plasmanitriervorrichtung
zur Durchführung der Erfindung.
Fig. 1 zeigt schematisch eine Plasmanitriervorrichtung zur Durchführung
der Erfindung, umfassend: eine Vakuumkammer 1, eine Erwärmungsvor
richtung 2, eine Gleichstromelektrode 3, Metallteile (Bohrer) 4, eine
Gleichstromversorgung 5, ein Ablaßrohr 6, eine Vakuumpumpe 7, ein Ventil
8, eine Düse 9, Einführrohre 10, Ventile 11, Massenflußcontroller 10 und
ein Fenster 13.
Die Erwärmungsvorrichtung 2 ist in der Außenumfangswand eingebettet.
Die mit der Gleichstromquelle 3 verbundene Gleichstromelektrode 3 ist
innerhalb der Vakuumkammer 1 angeordnet. Das Auslaßrohr 6 ist an den
unteren Teil der Vakuumkammer durch das Drucksteuerventil 8 mit der
Vakuumpumpe 7 verbunden. Ausgangsmaterialgase, wie etwa H2-Gas,
NH3-Gas und Ar-Gas werden durch die Massenflußcontroller 12, die Ventile
11 und die Einlaßrohre 10 jeweils von der Düse 9 zur Innenseite der
Vakuumkammer 1 geführt. Das Fenster 13 dient zur Beobachtung der
Plasmaemission nahe der Oberfläche der Metallteile 4.
Die Metallteile 4 sind an der Oberfläche der Gleichstromelektrode 3
angeordnet.
Die Plasmanitrierbehandlung und die Belagbildungsbehandlung durch das
PVD-Verfahren zur Durchführung der Erfindung ist unter Verwendung
jeweiliger Vorrichtungen durchführbar. Die Plasmanitrierbehandlung ist unter
Verwendung der obenbeschriebenen Vorrichtung durchführbar, jedoch ist
je nach Fall auch eine Vorrichtung verwendbar, die die Plasmanitriervor
richtung und die PVD-Vorrichtung als Einheit aufweist. Beispielsweise im
Fall der Verwendung einer Kathodenbogenionenbeschichtung als dem
PVD-Verfahren ist eine Bogenverdampfungsquelle an der Vakuumkammer
1 der Plasmanitriervorrichtung angeordnet. In einer solchen integrierten
Vorrichtung ist ein Ofensystem innerer Erwärmung bevorzugt, bei dem eine
Erwärmungsvorrichtung an der Innenumfangswand der Vakuumkammer 1
angeordnet ist anstelle der Einbettung der Erwärmungsvorrichtung 2 an der
Außenumfangswand der Vakuumkammer 1, wie bei der oben beschriebenen
Plasmanitriervorrichtung.
Nach Reinigung von Bohrern aus SKH51 Hochgeschwindigkeitsstahl
(Vickers Härte Hv = 850) mit Ultraschallwellen in Ethanol werden diese an
der Gleichstromelektrode 3 der in Fig. 1 gezeigten Plasmanitriervorrichtung
angeordnet und Plasmanitrierung unterzogen. Der Plasmanitriervorgang
wurde durchgeführt durch Anordnen der Bohrer, Evakuieren der Innenseite
der Vakuumkammer 1 auf 1330 Pa (10-3 Torr) durch die Vakuumpumpe 7,
Zuführen von Wasserstoffgas mit 1000 ml/min während Durchführung der
Evakuierung, Halten des Drucks bei 1 Torr und gleichzeitig Erwärmen der
Oberfläche der Bohrer durch die Erwärmungsvorrichtung 2, bis die Ober
fläche gleichmäßig auf 500°C erwärmt war. Dann wurde eine Spannung
von -400 V von der Gleichstromversorgung 5 angelegt, um durch Wasser
stoffgas ein Gleichstromglimmentladungsplasma zu erzeugen, und die
Oberfläche der Bohrer 4 wurde für 30 min gereinigt.
Dann wurde Wasserstoffgas und Ammoniakgas jeweils mit 2000 ml/min
bzw. 500 ml/min in die Vakuumkammer 1 eingeführt, der Druck wurde bei
133 Pa (1,0 Torr) gehalten, die Gleichstromplasmen von Wasserstoffgas
und Ammoniakgas wurden unter Anlegen einer Spannung von -500 V
erzeugt und die Plasmanitrierbehandlung wurde für 30 min durchgeführt.
Währenddessen wurde die zu den Bohrern fließende Stromdichte bei
weniger als 0,2 mA/cm2 gehalten, und das Plasma wurde gesteuert, so daß
es auf der Bohreroberfläche gleichmäßig erzeugt wurde. Die Dicke der
Hartschicht des Bohrers nach der Behandlung war 50 µm. Vor und nach der
Behandlung wurde keine Änderung der Oberflächenrauhigkeit (Ra) be
obachtet.
Nach der Plasmanitrierbehandlung wurden die der Nitrierungsbehandlung
unterzogenen Bohrer in einer Kathodenbogenionenplattiervorrichtung mit
einer Ti-Kathode angeordnet, wobei die Innenseite des Reaktionsgefäßes auf
0,00133 Pa (10-5 Torr) evakuiert wurde, dann wurde eine Vorspannung von
-1000 V an die Bohrer angelegt, und die Bogenentladung wurde durch die
Ti-Kathode erzeugt. Der Bogenentladestrom war hierbei 70 A. Unter
Beobachtung der Oberflächentemperatur der Bohrer durch ein Infrarot
emissionsthermometer wurde die Bogenentladung für 2 min fortgeführt und
Ti wurde verdampft und ionisiert, um die Oberfläche der Bohrer sputternd
zu reinigen. Während der Bogenentladung wurde ein Temperaturanstieg bis
zu einer Maximaltemperatur von 450°C an der Oberfläche der Bohrer
beobachtet.
Anschließend wurde das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode
unterbrochen, wurde Stickstoffgas in das Reaktionsgefäß eingeführt, wurde
eine Vorspannung von -400 V an die Bohrer angelegt, während das
Stickstoffgas floß, um den Druck in dem Gefäß bei 0,399 Pa (3 × 10-3 Torr)
zu halten, und von der Ti-Kathode wurde eine Bogenentladung erzeugt. Der
Bogenentladestrom war hierbei 90 A. Infolge der fortlaufenden Bogenentla
dung für 1 Stunde wurde auf der Plasmanitrierschicht eine harte TiN-Belag
schicht gebildet. Die Dicke des TiN-Belags betrug etwa 3 bis 4 µm.
Es wurde die Vickers Härte an der Oberfläche der SKH 51 Bohrer gemessen,
die der oben beschriebenen Behandlung unterzogen wurden. Die Vickers
Härte herkömmlicher Gegenstände, die keiner Plasmanitrierung unterzogen
wurden, betrug 1600 Hv (100 g), während ein Härteanstieg auf 1850 Hv
(100 g) für Produkte erzielt wurde, die erfindungsgemäß der Plasmanitrie
rung als Vorbehandlung unterzogen wurden, und es erwies sich, daß das
Auftreten der Verformung aufgrund der Oberflächenbehandlung der Bohrer
geringer war.
Bei einem Kratztest zum Messen eines kritischen Belastungswerts bezüglich
der Adhäsion und der Dauerhaftigkeit des TiN-Belags ergab sich ein Wert
von 47 Newton (N) für die Gegenstände, die herkömmlicherweise keiner
Plasmanitrierung unterzogen wurden, während die erfindungsgemäßen
Gegenstände einen hohen Wert von 53 Newton (N) zeigten, und erwies
sich, daß die Adhäsion und die Dauerhaftigkeit des somit gebildeten
TiN-Belags verbessert war.
Als Resultat eines Schneidtests für die Bohrer unter folgenden Bedingungen
zeigte sich, daß bei den der erfindungsgemäßen Plasmanitrierung unter
zogenen Produkten die Anzahl von Löchern, die geschnitten werden
konnten (Schneidleistung) 4 bis 6 mal so hoch waren wie bei den herkömm
lichen Produkten ohne Nitrierung.
Bedingungen des Schneidtests | |
Zu schneidendes Material: | SCM 440 |
Bohrdrehzahl: | 1500 upm |
Vorschubrate: | 0,15 mm/Umdr. |
Schneidtiefe: | 20 mm |
Es wurde ein Schneidtest unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1
mit Bohrern durchgeführt, erhalten durch Nitrieren durch ein herkömmliches
Plasmanitrierverfahren bei 430°C für 15 min von zu behandelnden
erwärmten Teilen und durch Bewirken einer Nitrierreaktion unter Ver
wendung einer Plasmanitriervorrichtung, in der ein Vakuumgefäß gekühlt
wurde und unter Verwendung von Gleichstromplasma von N2 und H2, und
Bilden eines TiN-Belags durch das gleiche Ionenbeschichtungsverfahren wie
in Beispiel 1. Obwohl die Schneidleistung im Vergleich mit herkömmlichen
Produkten, die keiner Nitrierung unterzogen wurden, verbessert war, war die
Verbesserung maximal nur etwa 2 mal so groß.
Plasmanitrierung wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 für 30 min
durchgeführt unter Verwendung von Bohrern aus SKH 51 Hochgeschwindig
keitswerkzeugstählen. Die Tiefe der gehärteten Schicht betrug etwa 50 µm.
Die Bohrer wurden in einer Kathodenbogenionenbeschichtungsvorrichtung
angeordnet, die eine Ti-Kathode aufwies, und nach Evakuieren der
Innenseite des Reaktionsgefässes auf 10-5 Torr wurde eine Vorspannung bei
-1000 V an die Bohrer angelegt und es wurde durch die Ti-Kathode eine
Bogenentladung durchgeführt. Der Bogenentladestrom betrug 70 A. Dann
wurde die Bogenentladung für 2 min fortgeführt, während die Temperatur
an der Oberfläche des Substrats durch ein Infrarotemissionsthermometer
beobachtet wurde. Ti wurde verdampft und ionisiert, um die Oberfläche der
Bohrer sputternd zu reinigen. Während der Bogenentladung war ein
Temperaturanstieg bis maximal 450°C an der Oberfläche der Bohrer zu
beobachten.
Anschließend wurde das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode
unterbrochen und es wurde eine Vorspannung bei -400 V an die Bohrer
angelegt, während ein Gasgemisch aus Stickstoffgas, einem Acetylengas
und Argongas in das Reaktionsgefäß floß, und von der Ti-Kathode wurde
eine Bogenentladung durchgeführt. Der Bogenentladestrom betrug 90 A.
Infolge der fortlaufenden Bogenentladung für 1 Stunde wurde auf der
Ionennitridschicht eine harte Beschichtung eines TiCN-Belags gebildet. Die
Dicke des TiCN-Belags betrug etwa 3 bis 4 µm.
Als Resultat eines Schneidtests unter den gleichen Bedingungen wie in
Beispiel 1 für die der obigen Behandlung unterzogenen Bohrer ergab sich
auch bei den erfindungsgemäßen Produkten, daß die Schneidleistung im
Vergleich mit den herkömmlichen Produkten ohne Nitrierung auf das etwa
4- bis 6-fache verbessert war.
Nach Reinigung eines Bohrers (Durchmesser 6 mm) aus SKH 51 Hoch
geschwindigkeitsstahl (Vickers Härte Hv = 850) mit Ultraschallwellen in
einem organischen Lösungsmittel wurde dieser in einer Plasmaionennitrier
vorrichtung mit äußerer Erwärmung angeordnet und Plasmanitrierung
unterzogen. Die Innenseite der Vakuumkammer 1 wurde auf 0,133 Pa (1 ×
10-3 Torr) durch die Vakuumpumpe 7 evakuiert, Wasserstoffgas wurde mit
1000 ml/min während Fortführung der Evakuierung zugeführt, um den
Druck bei 133,3 Pa (1 Torr) zu halten, und gleichzeitig wurden die Bohrer
durch die Erwärmungsvorrichtung 2 erwärmt, bis die Oberfläche gleichmä
ßig auf 500°C erwärmt war. Dann wurde von der Gleichstromquelle eine
Gleichspannung von -400 V angelegt, so daß durch das Wasserstoffgas ein
Glimmentladungsplasma entstand, und die Oberfläche der Bohrer 4 wurde
für 30 min gereinigt. Dann wurde Wasserstoffgas und Ammoniakgas mit
2000 ml/min bzw. 500 ml/min in die Vakuumkammer 1 eingeführt, der
Druck wurde bei 133,3 Pa (1,0 Torr) gehalten, Gleichstromplasma von
Wasserstoffgas und dem Ammoniakgas wurden unter Anlegen einer
Spannung bei -500 V erzeugt und die Plasmanitrierbehandlung wurde für 60
min fortgeführt. Währenddessen wurde die Dichte des zu den Bohrern
fließenden Stroms bei weniger als 0,2 mA/cm2 gehalten, und das Plasma
wurde so gesteuert, daß es auf der Bohreroberfläche gleichmäßig erzeugt
wurde. Die Dicke der Hartstoffschicht der Bohrer nach der Behandlung
betrug 100 µm. Die Oberflächenrauhigkeit Ra betrug 0,20 µm und zeigte
keine Änderung vor und nach der Behandlung.
Nach der Plasmanitrierbehandlung wurden die der Nitrierbehandlung
unterzogenen Bohrer in einer Kathodenbogenionenbeschichtungsvorrichtung
angeordnet, die ein TiAl-Target mit einer Aluminiumkonzentration von 60
mol-% und ein Ti-Target aufwies, die Innenseite des Reaktionsgefäßes
wurde auf 0,00133 Pa (10-5 Torr) evakuiert, dann wurde eine Vorspannung
bei -1000 V an die Bohrer angelegt, und durch die Ti-Kathode wurde eine
Bogenentladung erzeugt. Der Bogenentladestrom betrug in diesem Fall 90
A. Unter Beobachtung der Oberflächentemperatur der Bohrer durch ein
Infrarotemissionsthermometer wurde die Bogenentladung für 2 min
fortgeführt und es wurde Ti verdampft und ionisiert, um die Oberfläche der
Bohrer durch Aufstäubung zu reinigen. Während der Bogenentladung wurde
ein Temperaturanstieg bis zur Maximaltemperatur von 450°C an der
Oberfläche der Bohrer beobachtet.
Anschließend wurde das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode
unterbrochen, wurde Stickstoffgas in das Reaktionsgefäß eingeführt, wurde
eine Vorspannung bei -400 V an die Bohrer angelegt, während Stickstoffgas
floß, um den Druck in dem Gefäß bei 0,399 Pa (3 × 10-3 Torr) zu halten,
und wurde die Bogenentladung von der Ti-Kathode erzeugt. Der Bogenentla
destrom betrug in diesem Fall 90 A. Als Resultat der fortlaufenden
Bogenentladung für 1 Stunde bildete sich auf der Ionennitridschicht (erste
Schicht) eine Hartschicht aus einem TiAlN-Belag (zweite Schicht). Die
Messung der Dicke des sich ergebenden Belags durch ein Kugelkraterver
fahren ergab 2,8 µm. Die Messung der Oberflächenhärte mit einem Vickers
Härtenmesser unter einer Last von 25 g ergab Hv 2430.
Ein Kratztest ergab als kritischen Belastungswert (Lc-Wert) 45 N. Die
Al-Konzentration in dem Belag betrug 55,2% als Ergebnis einer Messung
mit einem Elektronenstrahlmikroanalysator (EPMA).
Die Bohrer unter Verwendung von SCM 440 wurden einem Schneidtest
unterzogen unter den Bedingungen einer Drehzahl von 1500 upm, einem
Vorschub von 0,15 mm/Umdrehung und mit einer Schneidtiefe von an 20 mm.
Hiermit ließen sich 460 Löcher schneiden.
Nach Plasmanitrierung für 30 min mit den gleichen Prozessen wie in Beispiel
3 und Aufstäubungsreinigung in der gleichen Weise wie in Beispiel 3 wurde
Stickstoffgas zuerst in das Reaktionsgefäß eingeführt, wurde eine Vor
spannung bei -400 V an die Bohrer angelegt, während Stickstoffgas floß,
so daß der Druck in dem Gefäß bei 3,99 Pa (3 × 10-2 Torr) gehalten wurde,
und wurde Bogenentladung von der Ti-Kathode erzeugt, um einen Ti-Belag
zu bilden. Die Bogenentladung wurde für 30 min fortgeführt. Dann wurde
das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode unterbrochen, und wurde eine
Vorspannung bei -500 V nacheinander an die Bohrer angelegt, und wurde
eine Bogenentladung an der TiAl-Kathode erzeugt, um einen TiAlN-Belag zu
bilden. Der Bogenentladestrom betrug 90 A. Die Bogenentladung wurde für
30 min fortgeführt.
Die Dicke der gebildeten Nitridschicht (Diffusionsschicht) betrug 50 µm. Die
Gesamtdicke des sich ergebenden Belags betrug 3 µm und die Dicke jeder
der Schichten betrug 1,5 µm. Die Oberflächenhärte betrug Hv 2390 und der
Lc-Wert betrug 54 N. Die Al-Konzentration an der Oberfläche des Belags
betrug 54,1%. Als Resultat des gleichen Schneidtests wie in Beispiel 3
ließen sich 520 Löcher schneiden.
Plasmanitrierung wurde in der gleichen Weise wie in Beispiel 3 durch
geführt, und Bogenentladung wurde von der Ti-Kathode in der gleichen
Weise wie in Beispiel 3 erzeugt, während die Bohrer in einer Kathodenboge
nionenbeschichtungsvorrichtung angeordnet wurden, die ein Ti-Target und
ein Al-Target aufwiesen. Nach Aufstäubungsreinigung der Oberfläche der
Bohrer wurde das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode unterbrochen,
wurde Stickstoffgas in das Reaktionsgefäß eingeführt, wurde eine
Vorspannung von -500 V an die Bohrer angelegt, während Stickstoffgas
floß, um den Druck in dem Gefäß bei 3,99 Pa (3 × 10-2 Torr) zu halten, und
wurde Bogenentladung mit dem Bogenentladestrom der Ti-Kathode bei 60
A und Bogenentladestrom der Al-Kathode von 40 A erzeugt. Dann wurde
der gesamte Bogenentladestrom für beide Kathoden bei 100 A gehalten,
und die Bogenentladung für 60 min fortgeführt, während in der Ti-Kathode
der Strom kontinuierlich auf 40 A sank und in der Al-Kathode allmählich auf
60 A kontinuierlich anstieg.
Die Gesamtdicke des sich ergebenden Belags betrug 3,5 µm. Die Oberflä
chenhärte betrug Hv 2400 und der Lc-Wert betrug 49 N. Die Al-Konzen
tration in dem Belag änderte sich von etwa 34% auf 58% in Richtung von
dem Bohrer zu der Oberfläche des Belags und ergab eine Gradientstruktur,
in der die Aluminiumkonzentration zu der Oberfläche des Belags hin
zunahm. Als Ergebnis der identischen Schneidtests wie in Beispiel 3 ließen
sich 490 Löcher schneiden.
Plasmanitrierung wurde mit dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 3
durchgeführt. Die Bohrer wurden in einer Kathodenbogenionenplattiervor
richtung angeordnet, die ein TiAl-Target mit einer Al-Konzentration von 70
mol-% und ein Ti-Target aufwies, dann wurde die Bogenentladung von der
Ti-Kathode erzeugt und die Oberfläche der Bohrer in der gleichen Weise wie
in Beispiel 3 durch Aufstäuben gereinigt. Dann wurde das Anlegen der
Spannung an die Ti-Kathode unterbrochen, wurde Stickstoffgas in das
Reaktionsgefäß eingeführt, wurde eine Vorspannung bei -500 V an die
Bohrer angelegt, während Stickstoffgas floß, um den Druck in dem Gefäß
bei 3,99 Pa (3 × 10-2 Torr) zu halten, und es wurde für 10 min ein TiN-Belag
gebildet. Dann wurde das Anlegen der Spannung an die Ti-Kathode
unterbrochen, und anschließend wurde eine Vorspannung bei -500 V an die
Bohrer angelegt, wurde von der TiAl-Kathode eine Bogenentladung erzeugt,
und es wurde für 10 min ein TiAlN-Belag gebildet. Anschließend wurde eine
Vorspannung bei -500 V an die Bohrer angelegt und wurde an der
Ti-Kathode eine Bogenentladung mit einem Bogenentladestrom von 60 A
erzeugt, und einem Bogenentladestrom von 40 A an der TiAl-Kathode. Dann
wurde der gesamte Bogenentladestrom für beide Kathoden bei 100 A
gehalten, wobei der Entladestrom an der Ti-Kathode allmählich auf 40 A
sank und an der TiAl-Kathode allmählich auf 60 A anstieg, um die
Bogenentladung für 30 min fortzuführen.
Die Gesamtdicke des sich ergebenden Belags betrug 3 µm und die Dicke des
auf der ersten Schicht gebildeten TiN-Belags betrug etwa 0,5 µm. Die
Oberflächenhärte Hv betrug 2360 und der Lc-Wert betrug 52 N. Die
Al-Konzentration in dem Belag betrug etwa 66% nahe dem an der zweiten
Schicht gebildeten TiAlN-Belag und änderte sich von etwa 25% zu 67%
in dem nacheinander gebildeten TiAlN-Belag in Richtung des Bohrers als
Substrat zur Oberfläche des Belags, und der Belag hatte eine zusammen
gesetzte Gradientenlaminatstruktur einschließlich einer intermittierenden
Al-Konzentrationsänderung und einer kontinuierlichen Al-Konzentrations
änderung. Als Ergebnis des zu Beispiel 3 identischen Schneidtests ließen
sich 49 Löcher schneiden.
In Beispiel 3 hergestellte Bohrer wurden einer Wärmebehandlung in einer
Luftatmosphäre bei 50°C für 2 Stunden unterzogen. Dann wurde der
gleiche Schneidtest wie in Beispiel 3 durchgeführt, und als Resultat ließen
sich 420 Löcher schneiden.
Es wurde die gleiche Behandlung wie in Beispiel 3 durchgeführt, jedoch
ohne Durchführung der Plasmanitrierung. Die Dicke des sich ergebenden
Belags betrug 3 µm, die Oberflächenhärte Hv betrug 2270 und der Lc-Wert
betrug 23 N. Die Al-Konzentration in dem Belag betrug 55,7%. Als Resultat
des Schneidtests ließen sich 18 Löcher schneiden.
Es wurde die gleiche Behandlung wie in Beispiel 4 durchgeführt, jedoch
ohne Durchführung der Plasmanitrierung. Die Dicke des sich ergebenden
Belags betrug 3,2 µm, die Oberflächenhärte Hv betrug 2210 und der
Lc-Wert betrug 32 N. Die Al-Konzentration in dem Belag betrug 53,9%. Als
Resultat des Schneidtests ließen sich 27 Löcher schneiden.
Es wurde die gleiche Behandlung wie in Beispiel 5 durchgeführt, jedoch
ohne Durchführung der Plasmanitrierung. Die Dicke des sich ergebenden
Belags betrug 3,2 Hm, die Oberflächenhärte Hv betrug 2180 und der
Lc-Wert betrug 25 N. Die Al-Konzentration in dem Belag änderte sich von
etwa 32% bis 58% in Richtung von den Bohrern als Substrat zu der
Oberfläche des Belags, und der Belag hatte eine Gradientstruktur. Als
Resultat des Schneidtests ließen sich 23 Löcher schneiden.
Es wurde die gleiche Behandlung wie in Beispiel 6 durchgeführt, jedoch
ohne Durchführung der Plasmanitrierung. Die Dicke des sich ergebenden
Belags betrug 3,2 µm und die Dicke des auf der ersten Schicht gebildeten
TiN-Belags betrug 0,5 µm. Die Al-Konzentration in dem Belag änderte sich
von etwa 32% zu 58% in der Richtung von den Bohrern als dem Substrat
zu der Oberfläche des Belags, und der Belag hatte eine Gradientstruktur. Als
Resultat des Schneidtests ließen sich 28 Löcher schneiden.
Ein Ti-Belag wurde mit den gleichen Prozessen wie in Beispiel 4 gebildet,
jedoch unter Verwendung lediglich des Ti-Targets ohne Plasmanitrierung.
Als Resultat des Schneidtests ließen sich 300 Löcher schneiden. Der Bohrer
wurde der gleichen Wärmebehandlung wie in Beispiel 7 unterzogen, und als
Resultat des gleichen Schneidtests wie in Beispiel 3 ließen sich 8 Löcher
schneiden.
Es wurden die gleichen Prozesse wie in Beispiel 3 durchgeführt, jedoch mit
Änderung der Plasmanitrierzeit auf 48 Stunden. Die Dicke der sich
ergebenden Nitridschicht (Diffusionsschicht) betrug 700 µm, die Dicke des
TiAlN-Belags der zweiten Schicht betrug 2,9 µm, die Oberflächenhärte Hv
betrug 2430 und der Lc-Wert betrug 17 N. Die Bohrer zeigten nach der
Belagbildung Abplatzer und waren nicht mehr verwendbar.
Es wurde die gleiche Behandlung wie in Beispiel 3 durchgeführt, außer daß
eine Nitrierung durch das herkömmliche Plasmanitrierverfahren unter
Verwendung von Gleichstromplasma von N2 und H2 angewendet wurde. Es
wurde ein Spannung bei -400 V von einer Gleichstromquelle an die Bohrer
als Substrat angelegt, während H2-Gas mit 1000 ml/min floß und N2-Gas mit
1000 ml/min als Ausgangsmaterialgas, unter Verwendung einer Plasmani
triervorrichtung mit einem wassergekühlten Reaktorkörper und einem Druck
von 399 Pa (3 Torr). Die Bohrer wurden einer Nitrierung für 60 min bei
Aufwärmen auf 500°C durch die erzeugten Gleichstromglimmentladungs
plasmen unterzogen. Dann wurde der TiAlN-Belag in der gleichen Weise wie
in Beispiel 3 gebildet.
Die Dicke der somit gebildeten Nitridschicht (Diffusionsschicht) betrug 100
µm. Ferner betrug die Gesamtdicke des sich ergebenden Belags 3 µm. Die
Oberflächenhärte Hv betrug 2450 und der Lc-Wert betrug 28 N. Die
Al-Konzentration an der Oberfläche es Belags betrug 55,4%. Als Resultat
des Schneidtests ließen sich 28 Löcher schneiden.
Wie oben beschrieben, lassen sich mit der Erfindung folgende vorteilhafte
Wirkungen erzielen.
- 1. Die Verformung des Hartbelags ist geringer und die Beschädigung des Hartbelags läßt sich im Vergleich mit dem Fall direkter Bildung eines Hartbelags auf Metallteilen reduzieren, indem man eine Plasmanitrie rung als Vorbehandlung anwendet.
- 2. Weil die erfindungsgemäße Plasmanitrierbehandlung eine Hartschicht (Diffusionsschicht) ohne Erhöhung der Oberflächenrauhigkeit der Metallteile bilden kann, hat der nach der Plasmanitrierung gebildete Hartbelag eine starke Adhäsion und Dauerhaftigkeit.
- 3. Weil das PVD-Verfahren bei einer relativ geringen Temperatur von unter 650°C einen Belag bilden kann, geht die zuvor gebildete Nitridschicht durch die thermische Diffusion von Stickstoff nicht verloren.
- 4. Weil Metallteile mit komplizierten Formen, wie etwa Bohrern, oder solche mit einer fein gerillten Struktur an der Oberfläche der Plasma nitrierung gleichförmig unterzogen werden können, kann ein Hartbelag mit ausgezeichneter Adhäsion und Dauerhaftigkeit auf den gesamten Metallteilen gebildet werden.
- 5. Weil die erfindungsgemäßen doppelt oberflächenbehandelten Stahlverbundprodukte mit Oxidationsbeständigkeit und Abriebfe stigkeit einen Verbundbelag aufweisen, der eine erste Schicht einer auf der Oberfläche der Metallteile gebildeten Nitridschicht und eine zweite Schicht eines darauf gebildeten TiAlN-Belags aufweist, tritt an der Oberfläche der Teile kaum elastische Verformung oder plastische Verformung auf, so daß die Beschädigung des TiAlN-Belags aufgrund schlechter Zähigkeit durch die Unfähigkeit des Belags, der elastischen Verformung und der plastischen Verformung zu folgen, unterdrückt werden kann. Als Resultat kann die Beschädigung des TiAlN-Belags reduziert werden, so daß man eine ausgezeichnete Oxidations beständigkeit und sehr gute mechanische Eigenschaften erhält.
- 6. Bei einem Laminatgradientbelag, in dem sich die Al-Konzentration in dem TiAlN-Belag als der zweiten Schicht intermittierend in einem Bereich von 20 bis 70 mol-% auf Basis der Metallbestandteile des TiAlN-Belags der zweiten Schicht ändert, oder bei einem Gradientbe lag, in dem sich die Al-Konzentration kontinuierlich ändert, oder bei einem Laminatgradientbelag, in dem sich die Al-Konzentration sowohl intermittierend als auch kontinuierlich ändert, wird die Zähigkeit verbessert und können die mechanischen Eigenschaften und die Dauerhaftigkeit im Vergleich mit einem einschichtigen TiAlN-Belag verbessert werden.
- 7. Wenn ferner eine Zwischenschicht ausgezeichneter Zähigkeit zwischen der Nitridschicht (Diffusionsschicht) der ersten Schicht und der TiAlN-Schicht angeordnet wird, können die Zähigkeit des Gesamtbelags und die mechanischen Eigenschaften und die Dau erhaftigkeit weiter verbessert werden.
Claims (11)
1. Verfahren zur Herstellung eines doppelt beschichteten, oxydations- und
abriebbeständigen Stahlverbundkörpers mit folgenden Schritten:
- a) Plasmanitrierungsvorbehandlung in einer Ammoniak und Wasser stoff enthaltenden Atmosphäre bei 300 bis 650°C und Strom dichten der Glimmentladung von 0,001 bis 2,0 mA/cm2 und
- b) PVD von Schichten, Gradientenschichten oder Schichtstapeln aus den Hartstoffen Nitride, Carbide und/oder Carbonitride eines oder mehrerer der Metalle Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
daß ein Volumenverhältnis von NH3 zu H2 zwischen 1 : 100 bis 1 : 0
eingesetzt wird.
3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
daß die durch Plasmanitrierung erzeugte Schicht mit Dicken von 5 bis
500 µm abgeschieden wird.
4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
daß eine Nitrierschicht mit der Dicke von 20 bis 200 µm erzeugt wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,
daß für PVD ein Ionenbeschichtungs- oder Aufstäubungsverfahren
verwendet wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Hartstoffschichten in einer N2, NH3 und Kohlenwasserstoffe
oder organische Stickstoffverbindungen enthaltenden Atmosphäre bei
einem Druck von 1,3 µbar bis 13,3 mbar abgeschie
den werden.
7. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Hartstoffschichten in einer Dicke von 1 bis 10 µpm abgeschieden
werden.
8. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Hartstoffschichten mit Dicken von 1 bis 4 µm abgeschieden
werden.
9. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
daß nach der Plasmanitrierungsvorbehandlung eine Hartstoffschicht aus
TiAlN mit 20 bis 70 Mol-% Al, bezogen auf die Metallbestandteile,
durch PVD abgeschieden wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Al-Konzentration in der Gradientenschicht intermittierend
und/oder kontinuierlich geändert wird.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10,
dadurch gekennzeichnet,
daß nach der Plasmanitrierungsvorbehandlung zunächst eine Zwischen
schicht aus Nitriden, Carbiden und/oder Carbonitriden der Metalle Ti, Zr,
Hf, V, Nb, Ta und/oder Cr, deren Dicke weniger als 90% der gesamten
Schichtdicke beträgt, und dann eine TiAlN-Schicht durch PVD aufge
bracht werden.
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