DE4110006A1

DE4110006A1 - Verbundkoerper, verwendung des verbundkoerpers und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number: DE4110006A1
Application number: DE19914110006
Authority: DE
Inventors: Dr Rer Nat Van Berg; Udo Dr Rer Nat Koenig; Norbert Dr Ing Reiter; Ralf Dipl Phys Tabersky
Original assignee: Krupp Widia GmbH
Current assignee: Widia GmbH
Priority date: 1991-03-27
Filing date: 1991-03-27
Publication date: 1992-10-01

Description

Die Erfindung betrifft einen Verbundkörper, bestehend aus einem Hartmetall- oder Cermet-Substratkörper und einer oder mehreren Oberflächenschichten, von denen mindestens eine, vorzugsweise die äußere aus α-Al₂O₃ besteht, ferner die Verwendung dieses Verbundkörpers und ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Bereits in der DE 22 33 700 C2 wird vorgeschlagen, Hartmetall- Substratkörper, die aus einem Gemisch aus wenigstens einem als Bindemittel dienenden Metall und wenigstens einem Metallcarbid von hoher Härte bestehen, mit einer aus Aluminiumoxid oder Zir koniumoxid bestehenden Beschichtung zu versehen. Der Substrat körper kann insbesondere aus Wolfram-, Titan-, Tantal- oder Niobcarbid oder einem Mischcarbid aus Tantal und Niob bestehen, wobei als Bindemittel beispielsweise die Metalle Cobalt, Eisen oder Nickel dienen. Vielfach werden in der Literatur auch Hart metalle auf der Basis von Titancarbid oder Titancarbonitrid als Cermets bezeichnet, die ebenso als Substratwerkstoff verstanden werden sollen wie reine Kombinationen eines Hartmetalles mit keramischen, also nicht metallischen Bestandteilen. Die erwähn ten Schichten aus α-Aluminiumoxid werden nach der DE 22 33 700 C2 mittels CVD bei Substrattemperaturen von 1000°C aufgetragen.

Entsprechendes gilt für die Hartmetallkörper nach der DE 22 53 745 A1, die aus einem gesinterten Hartmetallsubstrat körper, einer Zwischenschicht aus Titancarbid und einer äußeren Schicht aus Aluminiumoxid bestehen, wobei die erste Titancar bid-Zwischenschicht bei 1000°C und die zweite Aluminiumoxid- Schicht bei 1100°C mittels des CVD-Verfahrens aufgebracht wer den soll. Wie insbesondere in der DE 28 25 009, Spalte 2, Zei len 28 ff., ausgeführt wird, sind harte, polykristalline und kompakte α-Aluminiumoxid-Schichten normalerweise nur bei Abla gerungstemperaturen oberhalb von 950°C herzustellen. Bei nied rigeren Ablagerungstemperaturen werden nach dem Stand der Tech nik lose und pulverförmige Ablagerungen erhalten, die aus der γ-Modifikation und/oder der ϑ-Modifikation des Aluminiumoxids bestehen. Bei Ablagerungstemperaturen von etwa 1000°C und dar über jedoch ist die Aluminiumoxidphase normalerweise die für die Beschichtung von Werkzeugen als geeignet angesehene -Modifikation. Um der Gefahr zu begegnen, mehrphasige Alumi niumoxid-Beschichtungen zu erhalten, die angeblich bei niedri geren Abscheidetemperaturen als 1000°C auftreten und die eine erhebliche mechanische Schwäche und deshalb der Grund für vor zeitige Werkzeugfehler seien, wird vorgeschlagen, daß die Alu miniumoxid-Beschichtung ganz oder zu wenigstens 85% aus der -Modifikation besteht und daß ein ggf. aus der α-Modifikation bestehende Rest auf der Oberfläche Bereiche bzw. Flecke mit einer Größe von höchstens 10 µm bildet. Zur Ab scheidung wird das CVD-Verfahren bei Temperaturen von ca. 1000°C vorgeschlagen.

Um die bei hohen Abscheidetemperaturen entstehenden Probleme zu vermeiden, wird in der DE 32 34 943 beschrieben, eine amorphe Aluminiumoxid-Schicht aufzutragen. Eingehende Versuche mit amorphen Aluminiumoxid-Schichten, die mittels PVD abgeschieden worden sind, zeigten jedoch, daß rein amorphe Aluminiumoxid- Schichten ein glasartiges Bruchverhalten haben und somit keine signifikante Verbesserung im Verschleißverhalten ergeben kön nen. Bei unterbrochenen Schnitten neigen diese Schichten zum Absplittern.

Es ist daher Aufgabe der vorliegenden Erfindung, den eingangs genannten Verbundkörper hinsichtlich der mechanischen Ver schleißeigenschaften der α-Aluminiumoxid-Schicht zu verbes sern.

Diese Aufgabe wird durch den Verbundkörper nach Anspruch 1 ge löst, dessen kennzeichnendes Merkmal in einer feinstkristalli nen Struktur der α-Aluminiumoxid-Schicht besteht. Ein Maß für die Kristallgröße des polykristallinen α-Aluminiumoxid-Gefüges liefert das Röntgenbeugungsdiagramm. Die Linienbreiten der In terferenzlinien sind bei der verwendeten CuK_α-Strahlung und unter gleicher Winkelstellung 2 R des die Strahlung registrie renden Zählrohres und bei gleicher Apertur des Strahlenkollima tors um so schmaler, je größer die interferierenden einkristal linen Kristallite oder je größer die mittlere Korngröße des po lykristallinen Materials (hier α-Aluminiumoxid) ist. Dieser Zusammenhang wird durch die von W. Scherrer abgeleitete Formel B_1/2 = k·λ/(<d<·cos R) beschrieben. λ ist die Wellenlänge der Röntgenstrahlung, <d< die mittlere lineare Ausdehnung des reflektierenden Kristallites, R der Glanzwinkel und k eine Konstante. Die Linienbreite der Röntgenbeugungsdiagramme kann somit insbesondere bei sehr feinen, submikroskopischen Kri stallen als leicht zugängliches Maß für die mittlere Korngröße verwendet werden. Als Vergleichsgröße gilt die Halbwertsbreite der mit derselben Röntgenstrahlung gemessenen Beugungslinie bei Untersuchung eines pulverförmigen Körpers aus α-Al₂O₃ oder einer mit einem CVD-Verfahren bei 1000°C bis 1100°C aufgetrage nen α-Al₂O₃-Schicht.

Vorzugsweise wird als Maß die durch die Miller-Indizes (113) indizierte und beim Beugungswinkel von 43,4° der 2 R-Skala bei CuK_α-Röntgenstrahlung auftretende Röntgenbeugungslinie zugrun degelegt, deren Halbwertsbreite, vorzugsweise mindestens vier fache Halbwertsbreite der entsprechenden Röntgenbeugungslinie von pulverförmigem Aluminiumoxid als Maß für die Feinkörnigkeit der hexagonal dicht gepackten Kristallstruktur des Aluminium oxids zugrundegelegt.

Nach einer Weiterbildung der Erfindung soll die Dicke der Alu miniumoxid-Beschichtung 1 bis 12 µm, vorzugsweise 2 bis 6 µm, betragen.

Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung besteht die Be schichtung aus Aluminiumoxid aus 49 bis 52,5 Massen-% Alumi nium, 46 bis 47,5 Massen-% Sauerstoff und 0,5 bis 3,5 Massen-% Chlor.

Je nach Anwendungszweck haben sich auch Verbundkörper mit min destens einer Zwischenschicht aus Carbiden, Carbonitriden, Ni triden, Boriden und/oder Oxiden der Elemente der Gruppen IVa bis VIa des Periodensystems als vorteilhaft erwiesen. Hiermit sind ausdrücklich Mehrlagenbeschichtungen aus Titancarbid, Ti tannitrid und Aluminiumoxid angesprochen.

Die erfindungsgemäß nach Hauptanspruch ausgeführten Verbundkör per, die eine Beschichtung aus feinstkristallinen α-Al₂O₃ auf weisen, haben nach den Ergebnissen der ausgeführten Versuche den Stand der Technik weit übertreffende Zerspanungsleistungen. Jedoch wiesen auch Schneidkörper, deren Beschichtung nur zum Teil aus feinstkristallinen α-Al₂O₃, zum übrigen Teil jedoch aus amorphem Al₂O₃ oder aus Al₂O₃ mit nanokristallinen Gefüge anteilen bestand, im Vergleich zum Stand der Technik noch we sentlich verbesserte Gebrauchseigenschaften auf. Nanokristal line Gefügeanteile haben Kristallite von nur einigen Nanometer Ausdehnung und können wegen ihrer Kleinheit keine gut ausge prägten Röntgeninterferenzen erzeugen. In einer weiteren Ausge staltung der Erfindung ist daher vorgesehen, Beschichtungen zu verwenden, die zum Teil aus feinstkristallinen α-Al₂O₃ und/oder nanokristallinem Al₂O₃ und zum anderen Teil aus amor phem Al₂O₃ besteht. Schneidkörper mit Beschichtungen, die voll ständig aus amorphem Al₂O₃ bestanden, erwiesen sich jedoch als nicht brauchbar, da diese Beschichtungen bei der Benutzung ab splitterten. In einem amorphen Material besteht keinerlei Fern ordnung oder Periodizität in der räumlichen Anordnung der Atome. Der Nachweis, ob eine Beschichtung feinstkristallin und/oder nanokristallin oder vollständig amorph ist, kann auch durch eine Untersuchung mit einem Elektronenmikroskop geführt werden. Im Falle der Feinstkristallinität oder Nanokristallini tät beobachtet man Interferenzmuster (Debye-Scherrer-Ringe), die eindeutig bestimmten Netzebenen oder betreffenden Kristall phasen zugeordnet werden können. Hierauf gründet sich eine wei tere Ausgestaltung der Erfindung.

Der erfindungsgemäße Verbundkörper soll vorzugsweise als Schneidwerkstoff zur spanenden Bearbeitung, insbesondere in Form von Wendeschneidplatten verwendet werden.

Zur Herstellung der feinkörnigen α-Aluminiumoxid-Beschichtung wird erfindungsgemäß ein Plasma-CVD-Verfahren bei Substrattem peraturen von 400 bis 750°C angewendet, bei dem die Plasmaakti vierung an dem als Kathode geschalteten Substratkörper mit ei ner gepulsten Gleichspannung herbeigefügt wird. Die niedrigen Beschichtungstemperaturen durch Auswahl des Plasma-CVD-Verfah rens führen zu einer Verbesserung der Haftung der Aluminium oxidoberflächenschicht. Der Substratkörper wird bis auf die Auflagepunkte vollständig und gleichmäßig von der Schicht be deckt, ohne die ansonsten bei PVD-Verfahren auftretenden Ab schattungseffekte. Vorzugsweise wird die Beschichtung jedoch bei Temperaturen zwischen 450 und 650°C durchgeführt. Die ge pulste Gleichspannung hat Maximalwerte zwischen 200 und 900 V.

Die Qualität der Beschichtung wird weiterhin dadurch verbes sert, daß zwischen den positiven Gleichspannungsimpulsen (Rechteckimpulsen) in den Pulspausen eine Restgleichspannung aufrechterhalten bleibt, die größer als das niedrigste Ionisie rungspotential der am CVD-Prozeß beteiligten Gasmoleküle, je doch nicht größer als 50% des Maximalwertes der gepulsten Gleichspannung ist. Hierbei kommt es primär nicht auf den Span nungsverlauf bzw. die Gleichmäßigkeit der Restgleichspannung an, sondern lediglich darauf, daß über die gesamte Zeit zwi schen zwei Rechteckimpulsen die Restgleichspannung stets größer als das genannte Ionisierungspotential ist. Im folgenden sind einige der für den CVD-Prozeß von Aluminiumoxid maßgeblichen Io nisierungspotentiale angegeben:

H: 13,5 eV,
H₂: 15,8 eV,
Ar: 15,7 eV,
O: 13,6 eV,
O₂: 12,1 eV,
AlCl₃: 11,0 eV.

Nach einer Weiterbildung der Erfindung liegt das Verhältnis der Restgleichspannung zum Maximalwert der gepulsten Gleichspannung zwischen 0,02 und 0,5.

Die Periodendauer der gepulsten Gleichspannung soll vorzugs weise zwischen 20 µs und 20 ms liegen, wobei man unter der Pe riodendauer die Dauer eines Rechteckimpulses und einer Puls pause versteht. Vorzugsweise wird das Verhältnis der Pulsdauer zu der Periodendauer zwischen 0,1 bis 0,6 gewählt. Die Parame ter werden schließlich so eingestellt, daß eine Schichtwachs tumsgeschwindigkeit von 0,5 bis 10 µm/h erreicht wird.

Das geschilderte Verfahren zur Aluminiumoxid-Beschichtung ist zwar grundsätzlich bereits in der DE 38 41 730 A1 beschrieben und kann auch zur Beschichtung aus verschiedenen anderen Hart stoffen, wie Carbiden, Nitriden, Boriden, Siliciden und Oxiden mit einer besonders großen Härte und einem hohen Schmelzpunkt, also z. B. Titancarbid, Titannitrid, Titancarbonitrid, Zirkoni umoxid, Borcarbid, Siliciumcarbid und Titandiborid verwendet werden, jedoch war es überraschend, daß auch Hartmetall- und Cermet-Substratkörper entgegen den in der zum Stand der Technik gehörenden Literatur geäußerten Befürchtungen eine unerwartet feinkörnige α-Aluminiumoxid-Modifikation ohne weitere kristal line Phasen aufwiesen.

Vorzugsweise wird als Hartstoff-bildende reaktive Gasatmosphäre aus Aluminiumchlorid, Kohlendioxid und Wasserstoff, die durch eine Glimmentladung teilweise ionisiert wird, verwendet. Als bevorzugten Gasdruck beim Beschichten werden 200 bis 300 Pascal eingestellt.

Weiterbildungen der Erfindung und sich gegenüber dem Stand der Technik ergebende Vorteile werden im folgenden anhand von Zeichnungen erläutert. Es zeigen

Fig. 1a Gefüge der Beschichtung einer nach dem Stand der Technik mit TiC und α-Al₂O₃ beschichteten Wende schneidplatte; rasterelektronenmikroskopische Auf nahme, Vergrößerung 4250:1,

Fig. 1b Gefüge der Beschichtung einer mit erfindungsgemäß feinkristallinem α-Al₂O₃ beschichteten Wende schneidplatte; rasterelektronenmikroskopische Auf nahme, Vergrößerung 8250:1,

Fig. 2a das Linienprofil einer nach dem Stand der Technik bekannten kompakten Aluminiumoxidprobe,

Fig. 2b das Linienprofil einer durch CVD bei ca. 1000°C auf einem zuvor mit Titancarbid beschichteten Hartme tallsubstrat abgeschiedenen α-Aluminiumoxid- Schicht und

Fig. 2c das Linienprofil der erfindungsgemäßen α-Alumini umoxid-Beschichtung, ferner

Fig. 3 die Kolktiefe KT und die Verschleißmarkenbreite VB in Abhängigkeit von dem Fräsweg l_f auf dem Werk stückstoff Cm 60V und

Fig. 4 die Kolktiefe KT und die Verschleißmarkenbreite VB in Abhängigkeit von dem Fräsweg l_f auf dem Werk stückstoff 42CrMo4V.

Das abgeschiedene α-Aluminiumoxid hat eine sehr feinkörnige Gefügestruktur. Durch Untersuchungen mit einem Raster-Elektro nenmikroskop kann der Unterschied der Gefügestruktur im Ver gleich zu einer bekannten Aluminiumoxidbeschichtung, die durch CVD bei etwa 1000°C hergestellt wurde, sehr gut nachgewiesen werden. Die Bilder Fig. 1a und 1b zeigen die Strukturen einer nach dem Stand der Technik mit TiC und α-Aluminiumoxid (Fig. 1a) und einer erfindungsgemäß (Fig. 1b) beschichteten Wendeschneidplatte, die beim Brechen der Platten entstehen. Das wesentlich feinere Kristallgefüge der Schicht ist sehr gut zu erkennen.

Vorausgeschickt werden soll zu der Erläuterung der Fig. 2a bis 2c die Bemerkung, daß jede Kristallstruktur, wie z. B. das α-Al₂O₃ oder das γ-Al₂O₃ bei bestimmten Beugungswinkeln 2 R, die durch die sogenannten Miller-Indizes gekennzeichneten In terferenzlinien zeigt. Zum Beispiel treten bei γ-Al₂O₃ bei anderen Beugungswinkeln 2 R als bei α-Al₂O₃ jeweils struktur spezifische Interferenzlinien auf, so daß ein Röntgenbeugungs diagramm als eine Art Fingerabdruck für die Identifizierung von Kristallstrukturen und den Modifikationen eines festen Stoffes angesehen werden kann.

Wie bereits oben erwähnt, stehen die Halbwertsbreiten in unmit telbarem proportionalen Zusammenhang zu der mittleren Größe des reflektierenden Kristalles.

Fig. 2a zeigt einen Ausschnitt aus dem Linienprofil eines kom pakten Aluminiumoxid-Körpers. Die Halbwerts-Linienbreite des (113)-Reflexes beträgt 0,2° der 2 R-Skala bei Verwendung von CuK_α-Strahlung.

Demgegenüber zeigt Fig. 2b das Linienprofil einer durch CVD bei ca. 1000°C auf einem zuvor mit Titancarbid beschichteten Hart metallsubstrat abgeschiedenen α-Aluminiumoxid-Schicht, wobei neben der durch den (113)-Reflex gekennzeichneten typischen α-Aluminiumoxid-Linie noch die für Titancarbid typische Beu gungslinie des (200)-Reflexes sichtbar ist. Wie Fig. 2b ver deutlicht, beträgt die Halbwertsbreite der α-Aluminiumoxid-Li nie 0,21° der 2 R-Skala, die damit (im Rahmen der Meßgenauig keit) gleich der Fig. 2a entnehmbaren Halbwertsbreite ist. Dies verdeutlicht, daß die mittlere Korngröße des durch CVD bei 1000°C abgeschiedenen α-Aluminiumoxid praktisch gleich der Korngröße der kompakten α-Aluminiumoxid-Probe nach Fig. 2a ist. Hingegen beträgt die Halbwertsbreite der α-Al₂O₃-Linie des (113)-Reflexes einer erfindungsgemäß hergestellten Probe 0,94° der 2 R-Skala (siehe Bild 2c). Verbundkörper mit der er findungsgemäßen feinkristallinen α-Al₂O₃-Beschichtung haben somit eine Linienbreite, die mindestens um das dreifache, im vorliegenden Fall das nahezu fünffache der bei Kompaktkörpern (siehe Fig. 2a) entstehenden natürlichen Linienbreite beträgt.

Die mit der erfindungsgemäßen Aluminiumoxid-Beschichtung ausge statteten Schneidkörper weisen überragende, den bisherigen Stand der Technik weiter übertreffende Standzeiten oder Ge brauchsdauern auf, was an dem folgenden Ausführungsbeispiel deutlich wird:

Aus einem Hartmetall der Zerspanungsanwendungsklasse M25 (nach DIN-Norm 4990) wurden 1000 Wendeschneidplatten der geometri schen Form SEKN1203AFN (Bezeichnung nach DIN 4987) hergestellt. Jeweils Teilmengen aus diesem Fertigungslos wurden durch ver schiedene Methoden beschichtet, die der folgenden Tabelle 1 zu entnehmen sind.

Tabelle 1

Im Ausführungsbeispiel 1 wurden Wendeschneidplatten nach dem in der DE-PS 22 33 700 beschriebenen CVD-Verfahren beschichtet. Um eine gute Haftung der Aluminiumoxid-Schicht auf den Wende schneidplatten zu erhalten, wurde, wie in DE 22 53 745 A1 be schrieben, vor dem Aufbringen der Schicht aus Aluminiumoxid eine Zwischenschicht aus Titancarbonitrid von 2 µm Dicke, ebenfalls durch CVD, auf den Hartmetallkörper abgeschieden.

Nach dem Ausführungsbeispiel 2 ist ein Target aus einer Titan- Aluminium-Legierung im Hochvakuum mit einem Teildruck von ca. 0,1 Pascal Stickstoff zerstäubt worden. Das verwendete PVD-Ver fahren und die damit hergestellte Verschleißschutzschicht bzw. Schichten aus dem Hartstoff (Ti, Al)N haben sich in der Vergan genheit gut bewährt.

Entsprechendes gilt für das Ausführungsbeispiel 3, bei dem die durch ein plasmaaktiviertes CVD-Verfahren aufgetragenen Schich ten aus dem Hartstoff TiN gewählt wurden.

Die erfindungsgemäße Ausführung ist ein beschichteter Hartme tallgrundkörper, dessen α-Aluminiumoxid-Schicht von 5 µm mit einem CVD-Verfahren bei 600°C hergestellt worden ist, dessen die Hartstoff-bildende reaktive Gasatmosphäre aus Aluminium chlorid, Kohlendioxid und Wasserstoff durch eine Glimmentladung teilweise ionisiert war (Plasmaaktivierung). Die Beschichtung erfolgte direkt auf dem Hartmetallkörper bei einer Beschich tungstemperatur von 600°C und einem Gasdruck von 250 Pa. Das Er gebnis war eine gut haftende, etwa 5 µm dicke Schicht auf einer Wendeschneidplatte, dessen Röntgenbeugungsuntersuchung zeigte, daß in der Schicht die erfindungsgemäße Feinstruktur des α-Aluminiumoxids vorliegt (die Halbwertsbreite der (113)-Linie war etwa fünfmal größer als die oben definierte natürliche Halbwertsbreite eines kompakten Aluminiumoxid-Körpers.

Die in der Tabelle 1 aufgeführten vier Ausführungsformen der Wendeschneidplatten wurden in einer Fräsmaschine unter gleich bleibenden Bedingungen geprüft. Hierzu wurde ein Stirnfräskopf mit jeweils einer Wendeschneidplatte bestückt und ein 120 mm breiter und 600 mm langer Stahlblock aus dem Stahl Cm60V (Rm 690 N/mm²) bearbeitet. Die Schnittiefe betrug 1,5 mm und der Vorschub war 0,25 mm/Zahn. Es wurde eine vergleichsweise hohe Schnittgeschwindigkeit von 315 m/min gewählt. Nach jeder Bearbeitung der gesamten Länge des Stahlblockes wurde der Ver schleiß der Wendeschneidplatten mit Meßmikroskopen bestimmt. Als Maß für den Verschleiß wurde die Tiefe der sich auf der Spanfläche ausbildenden Kolkmulde (KT) und die Breite des Ver schleißes auf der Freifläche (VB) gemessen. Eine zusammenfas sende Darstellung der Meßergebnisse ist Fig. 3 zu entnehmen. Die Darstellung zeigt, daß mit der erfindungsgemäßen, feinkri stallinen α-Al₂O₃-Beschichtung nach Ausführungsbeispiel 4 (siehe Tabelle 1) etwa die doppelte Materialmenge als mit der "normalkristallinen" α-Al₂O₃-Beschichtung nach Ausführungs beispiel 1 von dem Werkstück abgetragen werden kann. Auch im Vergleich zu den bei Temperaturen von 500°C bzw. 550°C aufge tragenen Beschichtungen nach Ausführungsbeispielen 2 und 3 zeigt die erfindungsgemäße Beschichtung eine überlegene Schneidleistung.

In einem weiteren Versuch wurden die in Tabelle 1 gezeigten Ausführungsformen der Wendeschneidplatten bei der Bearbeitung eines anderen Materials, nämlich dem legierten Stahlwerkstoff 42CrMo4V (Rm 840 N/mm²) geprüft. Die Versuchsbedingungen waren bis auf die Abmessungen des Werkstückes (Länge des Blockes 400 mm) die gleichen wie im vorherigen Anwendungsbeispiel. Die Ergebnisse sind in Fig. 4 dargestellt. Auch hier erweist sich das überlegene Leistungsverhalten der Wendeschneidplatten mit der erfindungsgemäßen, feinstkristallinen α-Al₂O₃-Beschich tung.

Claims

1. Verbundkörper, bestehend aus einem Hartmetall- oder Cermet-Substratkörper und einer oder mehreren Oberflächen schichten, von denen mindestens eine, vorzugsweise die äu ßere, aus α-Al₂O₃ besteht, dadurch gekennzeichnet, daß die α-Al₂O₃-Schicht eine feinkristalline Struktur aufweist, deren durch die Halbwertbreiten der mit CuK_a-Röntgenstrahlung gemessenen Beugungslinien eine min destens dreimal so große Halbwertsbreite als die eines pulverförmigen Kompaktkörpers aus α-Al₂O₃ oder einer mit einem CVD-Verfahren bei 1000 bis 1100°C aufgetragenen α-Al₂O₃-Schicht aufweisen.

2. Verbundkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die durch die Miller-Indizes (113) indizierte und beim Beugungswinkel 43,4° der 2 R-Skala bei CuK_α-Röntgenstrahlung auftretende Röntgenbeugungslinie mindestens die dreifache, vorzugsweise mindestens die vierfache Halbwertsbreite der entsprechenden Röntgenbeu gungslinie von pulverförmigen α-Aluminiumoxid aufweist.

3. Verbundkörper nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeich net, daß die Dicke der Al₂O₃-Beschichtung 1 bis 12 µm, vorzugsweise 2 bis 6 µm, beträgt.

4. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Beschichtung aus Al₂O₃ aus 49 bis 52,5 Massen-% Aluminium, 46 bis 47,5 Massen-% Sauerstoff und 0,5 bis 3,5 Massen-% Chlor besteht.

5. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Beschichtung teilweise aus feinst kristallinem α-Al₂O₃ und/oder nanokristallinem Al₂O₃ und teilweise aus amorphem Al₂O₃ besteht.

6. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Elektronenbeugungsbild der Be schichtung aus Aluminiumoxid Interferenzringe aufweist, die einzelnen Netzebenen von α-Al₂O₃ zugeordnet werden können.

7. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekenn zeichnet durch mindestens eine Zwischenschicht aus Carbi den, Carbonitriden, Nitriden, Boriden und/oder Oxiden der Elemente der Gruppen IVa bis VIa des Periodensystems.

8. Verbundkörper nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß mindestens eine Schicht aus TiC und/oder TiN besteht.

9. Verwendung des Verbundkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 8 als Schneidwerkstoff zur spanenden Bearbeitung.

10. Verfahren zur Herstellung einer Oberflächenbeschichtung aus α-Al₂O₃ auf einem Hartmetall- oder Cermet-Substrat körper oder einer hierauf abgeschiedenen Hartstoffschicht, dadurch gekennzeichnet, daß die α-Al₂O₃-Beschichtung bei Substrattemperaturen von 400 bis 750°C mittels des Plasma- CVD-Verfahrens durchgeführt wird, wobei die Plasmaaktivie rung an dem als Kathode geschalteten Substratkörper mit einer gepulsten Gleichspannung herbeigeführt wird.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Beschichtung bei einer Temperatur zwischen 450 und 650°C durchgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeich net, daß die gepulste Gleichspannung maximale Werte zwi schen 200 und 900 V hat.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch ge kennzeichnet, daß zwischen den positiven Gleichspannungs impulsen, vorzugsweise Rechteckimpulsen, in den Pulspausen eine Restgleichspannung aufrechterhalten bleibt, die grö ßer als das niedrigste Ionisierungspotential der am CVD- Prozeß beteiligten Gasmoleküle, jedoch nicht größer als 50% des Maximalwertes der gepulsten Gleichspannung ist.

14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis der Restgleichspannung zum Maximalwert der gepulsten Gleichspannung zwischen 0,2 und 0,5 liegt.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch ge kennzeichnet, daß die Periodendauer der gepulsten Gleich spannung zwischen 20 µs und 20 ms liegt.

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch ge kennzeichnet, daß das Verhältnis der Pulslänge (Pulsdauer) zu der Periodendauer zwischen 0,1 bis 0,6 liegt.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 16, dadurch ge kennzeichnet, daß die Schichtwachstumsgeschwindigkeit 0,5 bis 10 µm/h beträgt.

18. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 17, dadurch ge kennzeichnet, daß die Hartstoff-bildende reaktive Gasatmo sphäre aus Aluminiumchlorid, Kohlendioxid und Wasserstoff besteht und durch eine Glimmentladung teilweise ionisiert wird.

19. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 18, dadurch ge kennzeichnet, daß der Gasdruck beim Beschichten zwischen 100 und 400 Pa liegt.