DD144930B1 - Verfahren zur herstellung von diffusionsgebundenen doppelschichten - Google Patents

Description

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Verfahren zur Herstellung von diffusionsgebundenen Doppelschichten

Anwendungsgebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von aus einer Titancarbidzwischenschicht und einer Titanboridoberflächenschicht bestehenden diffusionsgebundenen Doppelschichten auf K 10- und K 2Q-Sinterhartmetallkorpern, insbesondere auf Schneideinsätzen für die spangebende Metallbearbeitung·

Charakteristik der bekannten technischen Lösungen

Es ist bekannt, den Verschleißwiderstand von Hartmetallformkörpern, wie Wendeschneidplatten oder anderen Werkzeugeinsätzen und Verschleißteilen aus Hartmetall, durch Oberflächenbehandlungsverfahren zu erhöhen·

Diese Verfahren beinhalten Oberf läc'henbe schichtung en aus reinen Hartstoffen, wie Carbiden, Boriden, Uitriden und Siliciden der ГѴ., V. und VI. Hebengruppe des Periodischen Systems, alpha-AlgO-, und ähnlichen, aus Hartstoffmischkristallen, wie Carbonitriden oder Mischcarbiden oder aus mehr-

lagigen Schichten und Schichtkombinationen·solcher Hartstoffe und Hartstoffmischkristalle mit schroffen oder kontinuierlichen Übergängen untereinander und zum Hartmetallgrundkörper.

Die Erzeugung dieser Schichten erfolgt vorzugsweise durch chemische Dampfphasenabscheidung im Temperaturbereich zwischen 1150 und 15OO K unter Anwendung von normal- oder Niederdruck.

Zur Verbesserung der Haftfestigkeit zwischen Hartstoffauflage und Substrat (Hartmetallgrundkörper) werden Diffusionsbehandlungen im Anschluß an die Schichtabscheidung vorgeschlagen· Zur Erzeugung, besonders schlagfester Schichten werden die Abscheidungsbedingungen so gewählt, daß die Hartstoffauflage mit Hartstoffen des Substrates unter Mischkristallbildung reagiert·

Die Dicke der Hartstoffschichten liegt meist zwischen 5 und ЗОушп, dünnere Schichten sind uneffektiv und stärkere neigen zum Abplatzen bei Beanspruchung.

Ein iesentlich.es Merkmal der bekannten hart st off be schichteten Hartmetalle besteht in einer großen Differenz der Härte zwischen Hartstoffauflage und dem Hartmetallgrundkörper. Diese Differenz beträgt meist mehr als 1000 HY 50 und hat zur Folge, daß im Beanspruchungsfalle nach dem Abtrag der relativ dünnen Hartstoffauflage der Verschleiß, nachdem er aufgrund der Wirkung der Schicht zunächst zur geringfügig zunimmt, progressiv wächst.

Dieser Effekt verstärkt sich noch bei hohen thermischen Belastungen, wie sie insbesondere für die spanende Formgebung an der Werkzeugschneide typisch sind. Mit steigender Temperatur sinkt die Festigkeit des Substrathartmetalls, wodurch sich die Stützwirkung des Hartmetallgrundkörpers vermindert. Im gleichzeitig thermisch und mechanisch beanspruchten Bereich treten plastische Deformationen auf,

Da die in der Regel sprSde Hartstoffauflage diesen Verformungen nicht folgen kann, reißt sie auf und platzt ab, d. h» Abbau und Abtrag der Schicht werden beschleunigt·

Die Warmfestigkeit des Hartmetallgrundkörpers wird in hohem Maße durch dessen Bindemetallgehalt bestimmt. Zur Erhöhung der Warmfestigkeit ist eine Senkung des Bindemetallgehaltes ungeeignet, weil von diesem die Bruchfestigkeit auch beschichteter Hartmetallkörper abhängt. Der Bindemetallgehalt des Hartmetalls kann entsprechend dem Anwendungsgebiet zur Gewährleistung ausreichender Bruchfestigkeit nicht beliebig verringert werden« Da bei der Mehrzahl der bekannten Hartstoffbeschichtungen Zähigkeitsver— luste eintreten, sind häufig bindemetallreichere Substrate notwendig»

In der DE-OS 2 435 989 wird ein Verfahren beschrieben, nach dem durch Diffusionsbehandlung ein beschichteter Hartmetallkörper mit Bindemetallanteil in der Hartstoffoberflächenschicht entsteht. Der Bindemetallanteil soll die Bindung der Hartstoffschicht zum Hartmetallgrundkörper und die Duktilität der Schicht verbesaern· Das Vorhandensein des relativ weichen Bindemetalls in der Hartstoffschicht verringert natiargemäß die Verschleißfestigkeit. Heben den Hartstoffbeschichtungen werden zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit Diffusionsbehandlungen vorgeschlagen, wobei die Hartmetallkörper in feste Packmittel, die aus Hartstoffen oder hartstoffbildenden, meist festen Substanzen bestehen, gegeben und nach bestimmten Temperatur/Zeit-Regimes in strömender reaktiver oder inerter Gasatmosphäre behandelt werden. Diese Diffusionsbehandlungen führen, wie in den DE-PS 104 41 б und DD-WP 48 642 beschrieben, zu Verfestigungen in der Oberflächenzone der Hartmetallkörper. Im Unterschied zu den hartstoffbeschichteten Hartmetallen weisen derart behandelte ungleich geringere Verschleißfestigkeit auf.

Zur Verbesserung der Haftfestigkeit von Boridschichten auf WC-Co-Hartmetall wurde in der DE-PS 10 92 271 auch, schon vorgeschlagen, daß der zu beschichtende Sinterhartmetall-Pormkörper vor dem Aufbringen des Boriduberzuges durch Glühen oberhalb 900 ⁰C in einer Borhiogenid-Wasserstoff-Atmosphäre an seiner Oberfläche in die Boride der dort befindlichen Metalle umgewandelt wird.

Durch diese Vorbehandlung soll die angestrebte höhere Haftfestigkeit der anschließend aufzubringenden Boridschicht infolge der Transformation der Substratoberfläche in die entsprechenden Boride und der damit verbundenen Anpassung der Gitterstruktur an die Gitterstruktur der Boridschicht eintreten. Versuche mit dieser Verfahrensvorschrift haben jedoch ergeben, daß es durch eine solche Vorbehandlung bei Sinterhartmetallegierungen auf WC-Co-Basis zu nachteiligen Veränderungen der Oberflächenstruktur kommt. Bei dieser Vorbehandlung bilden sich neben Gobaltborid (C^B) auch Wolframboride, die sofort nach ihrer Entstehung zu Doppelboriden, den sogenannten r^-Boriden der Zusammensetzung G°JR-J$ reagieren, deren Anwesenheit zu einer starken Versprödung des Hartmetallkörpers führt. Bei Werideschneidplatten aus Sinterhartmetall, die eine solche ή -Phase aufweisen, treten schon unmittelbar nach Beginn и

des Spanungsvorganges Schneidkantenausbrüche auf, was auch die nachträglich aufgebrachte Boridschicht nicht verhindern kann, weil der Substratkörper wegen seiner Kantensprödigkeit an dieser hoch, beanspruchten Stelle eine unzureichende Festigkeit hat.

Außerdem wird die Oberfläche des nach diesem Verfahren vorbehandelten Sinterhartmetallkörpers auch noch dadurch weiter verschlechtert, daß bei der Transformation der Hartstoff komponenten in die entsprechenden Boride Kohlenstoff ausgeschieden wird, wodurch ein höherer Grad der Porosität (auch C-Porosität genannt) entsteht, was Querschnittsminderungen und damit weitere Pestigkeitsverluste zur Polge hat.

Ziel der Erfindung

Es ist das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von diffusionsgebundenen Doppelschichten an K 10-,und E 20-Sinterhartmetallkörpern zu entwickeln, durch, das Oberflächenschicht en mit einer größeren Verschleißfestigkeit und besseren Haftfestigkeit bezogen auf die vorbekannte ScMchtkombination Titancarbid/Titanborid erzeugt werden können.

Darlegung des Wesens der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ausgehend von einem mit Titancarbid beschichteten Sinterhartmetallkörper und einer zur Abscheidung von Titanborid geeigneten Reaktionsatmosphäre, die Titantetrachlorid, ?/asserstoff und Bortrichlorid enthält, bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1500 K die Reaktions- und Diffusionsbedingungen zu verbessern.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Abscheidung aus einem Gasgemisch erfolgt, das einen Überschuß von 0,1 - 0,5 Mol Bortrichlorid, bezogen auf die zur Bildung der Titanboridschicht stöchiometrisch notwendige Bortrichloridmenge, enthält.

Bei dieser Yerfahrensführung diffundiert während der Titanboridabscheidung Bor in den Sinterhartmetallgrundkörper und bildet im oberflächennahen Bereich eine Diffusionszone aus. in der Cobalt-Bindemetallphase gelöstem CopB und auf der TiC-Zwischenschicht eine TiBp-Oberflächenschicht. Das Besondere dabei ist die borierte Bindemetallphase, in der keine schädlichen η-Boride eingelagert sind, so daß keine Oberflächensprödigkeit und C-Porosität auftreten. Tatsächlich erhält der oberflächennahe Bereich durch die teilweise Bildung von CopB in der Bindemetallphase eine

höhere Festigkeit, was sich günstig auf die,Schneidhaltigkeit der Schneidkanten auswirkt· Außerdem wird durch diesen Verfahrensablauf eine bessere Verklammerung der TiC-Zwischenschicht mit dem Substrat bewirkt· Die Struktur der Substratoberflache und der Zwischenschicht lassen die Schlußfolgerung zu, daß unter diesen Verfahrensbedingungen die TiC-Zwischenschicht eine Art Steuerfunktion für die Diffusion des überstöchiometrischen Anteiles топ Borhalogenid der Reaktionsatmosphäre in den oberflächennahen Bereich der Bindemetallphase übernimmt·

Die erfindungsgemäß erzeugte 3ordiffusionszone kann auch durch eine thermische Nachbehandlung bei gleichzeitiger Abflachung des Borkonzentrationsgefälles verbreitert werden·

Ausführungsbeispiele

Die Erfindung soll nachstehend an zwei Ausführungsbeispielen näher erläutert werden:

Beispiel 1:

Wendeschneidplatten aus einem üblichen K 20-Hartmetall wurden in einem Reaktor bei einer Temperatur von 1350 K 30 Minuten einem TiCl, - CgHg-Argon-tfasserstoffgemisch ausgesetzt. Uach dem Abschalten des CgHg-Gasstromes wurde 3 Minuten gasförmiges BCl-, in den Reaktionsraum eingeführt, wobei das einströmende Volumen des BCl.,-Dampfes bezogen auf das molare Reaktionsverhältnis zu TiCl, bei der Bildung von TiB₂ einen Überschuß von 0,15 üol 3Cl, aufwies· Es wurden folglich pro Minute 0,1 Mol TiCl, und 0,35 Mol BCl₃ zugeführt.

Anschließend wurde der Reaktor mit Argon gespült und abgekühlt.

Die Hartmetallwendeschneidplatten weisen eine geschbssene Doppelschicht, bestehend aus einer 8/um starken borfreien TiC-Schicht und einer 2/um starken TiB2~Schicht, sowie eine ca. 2/um starke borierte Einflußzone des Substrates auf.

Diese Wendeschneidplatten wurden mit in üblicher Weise titancarbidbeschichteten Wendeschneidplatten und mit TiC-TiBpbeschichteten Wendeschneidplatten, wobei die TiBp-Schicht ohne BCl.,-Überschuß im Gasgemisch abgeschieden wurde, verglichen.

AG/Werkstück: Längsdrehen von Wellen (glatter Schnitt) Werkstoff : GGL 22 HB = 1800 Έ mm"²

Schnittge-

schwindig- . -

keit : v = 150 m min"

Vorschub : s = 0,5 m U Spantiefe : a = 2 mm

Verschleißkriterien: Freiflächenverschleiß Б = 0,5 ш Ergebnisse als Standzeit in Minuten:

Konventionell TiC-beschichtete HM-WSP » 30 min Konventionell TiC/TiB₂-beschichtete HM-WSP = 36 min Erfindungsgemäß beschichtete HM-WSP * 56 min.

Beispiel 2:

Wendeschneidplatten aus einem üblichen K 20-Hartmetall wurden wie Bsp. 1 beschichtet. Hach erfolgter Beschichtung wurde die Temperatur 60 min bei 1350 K gehalten. Die nach dieser Behandlung vorliegende Wendeschneidplatte wies eine geschlossene Doppelschicht auf.. Sie besteht aus einer ca. 8/um starken borfreien TiC-Schicht und einer 2/um starken Ti3₂-Deckschicht. Unter der TiC-Schicht ist eine ca« 10/Um starke borierte Zone·

GGL	22	I	IB =	1800	Ή	τπτη
ν =	150	m η
S ss	0,5	mm
a =	1	τηττι

Diese Wendeschneidplatten wurden mit den Vergleichswendeschneidplatten aus Beispiel 1 im Drehtest verglichen:

AG/Werkstück: Plandrehen von 4 Stechbolzen

(unterbrochener Schnitt)

Werkstoff:

Schnittgeschwindig keit :

Vorschub :

Spantiefe :

Verschleißkriterium: Preiflächenverschleiß В я 0,4 mm Ergebnisse als Standzeit in Minuten:

Wendeplatte konventionell TiC-beschichtet = 46 min Wendeschneidplatte konv· TiC/TiBg-beschichtet = 56 min Wendeplatte erfindungsgemäß beschichtet

und diffusionsbehandelt = 117 min.

Die in den Ausführungsbeispielen beschriebenen garistoffschichten wurden röntgenografisch, metallografisch am Schräg- und Querschliff und mit der Slektronenstrahl-Mikrosonde zur Klärung der Phasenverteilung, der Schichtdicke und des Schichtaufbaues analysiert·

Claims (1)

1. Erfindungsanspruch

   Verfahren zur Herstellung von aus einer Titancarbid-Zwischenschicht und einer Titanbori^oberflächenschicht bestehenden diffusionsgebundenen Doppelschichten auf K 10- und K 20-Sinterhartmetallko'rpera durch Abscheidung der Titanboridschicht auf dem mit Titancarbid beschichteten Hartmetallkörper aus einer Reaktionsgasatmosphäre, die Titantetrachlorid, Wasserstoff und Bortrichlorid enthält, bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1500 K, dadurch gekennzeichnet, daß die Abscheidung aus einem Gasgemisch erfolgt, das einen Überschuß топ 0,1 - 0,5 Mol Bortrichlorid, bezogen auf die zur Bildimg der Titanboridschicht stöchiometrisch notwendige Bortrichloridmenge, enthält.