DE60124061T2

DE60124061T2 - Hartstoffschicht für Schneidwerkzeuge

Info

Publication number: DE60124061T2
Application number: DE60124061T
Authority: DE
Inventors: Kobe Corporate Research Lab. Kenji Nishi-ku Kobe-shi Yamamoto; Kobe Corporate Research Lab. Toshiki Nishi-ku Kobe-shi Satou; Kobe Corporate Research Lab. Yasuomi Nishi-ku Kobe-shi Morikawa; Takasago Works in Koji Takasago-shi Hanaguri; Takasago Works in Kazuki Takasago-shi Takahara
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-12-28
Filing date: 2001-12-19
Publication date: 2007-04-12
Anticipated expiration: 2021-12-20
Also published as: ATE343659T1; EP1992717B1; ATE545718T1; US20050186448A1; US20020168552A1; US20040237840A1; CA2551155C; US6824601B2; EP1219723B1; IL147213A; AU9746501A; CN101509120B; PT1219723E; EP1702997A3; AU2005202710B2; CA2552445C; AU2005202710A1; CA2366145A1; AU780899B2; US7186324B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Hartstoffschicht bzw. einen Hartstofffilm zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit von Schneidewerkzeugen, wie z.B. Spitzen, Bohrern und Schaftfräsern, ein Schneidewerkzeug, das mit der Hartstoffschicht beschichtet ist und eine hervorragende Verschleißfestigkeit aufweist, und ein Verfahren zur Bildung der Hartstoffchicht.
Es war gängige Praxis, Schneidewerkzeuge, die aus zementiertem Carbid, Cermet oder Schnellarbeitsstahl hergestellt sind, mit einer Hartstoffschicht aus TiN, TiCN, TiAlN oder dergleichen zu beschichten, um deren Verschleißfestigkeit zu verbessern.
Aufgrund seiner hervorragenden Verschleißfestigkeit, wie es im japanischen Patent Nr. 2644710 beschrieben ist, hat ein Film bzw. eine Schicht aus einem Mischnitrid aus Ti und Al (nachstehend als TiAlN bezeichnet) den Film aus Titannitrid, Titancarbid oder Titancarbonitrid für eine Anwendung für Schneidewerkzeuge für ein Hochgeschwindigkeitsschneiden oder für Materialien mit großer Härte, wie z.B. abgeschreckten Stahl, verdrängt.
Es gibt einen steigenden Bedarf für eine Hartstoffschicht mit verbesserter Verschleißfestigkeit, da das Werkstückmaterial härter wird und die Schneidgeschwindigkeit zunimmt.
Es ist bekannt, dass die Härte des vorstehend genannten TiAlN-Films zunimmt und sich dessen Verschleißfestigkeit verbessert, wenn Al eingebracht wird. Das japanische Patent Nr. 2644710 zeigt, dass bei TiAlN weiches AlN mit einer ZnS-Struktur ausgeschieden wird, wenn dessen Al-Gehalt derart ist, dass das Zusammensetzungsverhältnis x von Al in der Formel (Al_xTi_1-x)N, welches TiAlN darstellt, 0,7 übersteigt. Das vorstehend genannte Patent beschreibt auch, dass dann, „wenn der Al-Gehalt (x) 0,75 übersteigt, die Hartstoffschicht eine Zusammensetzung aufweist, die derjenigen von AlN ähnlich ist, und somit weich wird, wodurch die Flanke leicht einem Verschleiß unterliegt". Darüber hinaus zeigt das vorstehend genannte Patent in der 3 die Beziehung zwischen dem Zusammensetzungsverhältnis von Al und der Härte der Schicht. Es wird angemerkt, dass die Härte abzunehmen beginnt, wenn das Zusammensetzungsverhältnis von Al etwa 0,6 übersteigt. Dies legt nahe, dass die Ausscheidung von AlN, das eine ZnS-Struktur aufweist, beginnt, wenn das Zusammensetzungsverhältnis von Al im Bereich von 0,6 bis 0,7 liegt und mehr Al, das eine ZnS-Struktur aufweist, ausgeschieden wird, wenn das Zusammensetzungsverhältnis von Al noch stärker zunimmt, mit dem Ergebnis, dass die Härte des Films entsprechend abnimmt. Darüber hin aus beschreibt das vorstehend genannte Patent, dass die TiAlN-Schicht bei 800°C oder darüber zu oxidieren beginnt, wenn das Zusammensetzungsverhältnis x von Al 0,56 oder mehr beträgt, und diese Temperatur steigt gemäß der Zunahme von x an. Die Temperatur, bei welcher die TiAlN-Schicht vorliegt, ohne oxidiert zu werden, beträgt etwa 850°C, wenn das Zusammensetzungsverhältnis von Al 0,75 beträgt (wobei es sich um die Obergrenze für die TiAlN-Schicht handelt, um eine angemessene Härte aufzuweisen).
Mit anderen Worten: Der herkömmliche TiAlN-Film kann nicht sowohl eine große Härte als auch eine gute Oxidationsbeständigkeit aufweisen, da es eine Grenze bei der Erhöhung der Härte durch Erhöhen des Zusammensetzungsverhältnisses von Al gibt. Folglich ist die herkömmliche TiAlN-Schicht auch bezüglich der Verbesserung der Verschleißfestigkeit beschränkt.
Gegenwärtig müssen Schneidewerkzeuge bei höheren Geschwindigkeiten für eine höhere Effizienz verwendet werden. Schneidewerkzeuge, welche diese Anforderungen erfüllen, benötigen eine Hartstoffschicht, die eine bessere Verschleißfestigkeit aufweist, als dies bisher der Fall war.
JP 04128363 beschreibt eine Ti-Al-Cr-N-Beschichtungsschicht mit einer Zusammensetzung der Formel (Ti_1-x-yAl_xCr_y)N (wobei x < 0,8 und 0,2 < y < 0,7 beträgt), die auf der Oberfläche eines Basismaterials wie z.B. rostfreiem Stahl bzw. Edelstahl, Schnellarbeitsstahl oder einer gesinterten Hartstofflegierung ausgebildet wird.
JP 2000038653 beschreibt einen Film, der aus Ti_1-x-yCr_xAl_yN zusammengesetzt ist, wobei x und y Werte sind, die 0,02 ≤ x < 1,0 und 0,02 ≤ y ≤ 0,7 genügen.
In „Properties of various large-scale fabricated TiAlN- and CrN-based superlattice coatings grown by combined cathodic arc-unbalanced magnetron sputter deposition", W.-D. Münz et al., Surface and Coatings Technology 125 (2000), 269–277, sind spezielle TiAlN-CrN-Beschichtungen beschrieben.
EP 1 132 498 A1 , die Stand der Technik gemäß Art. 54(3) und (4) EPÜ ist, beschreibt mit einer Hartstoffschicht beschichtete Teile, bei denen mindestens eine oder zwei Schicht(en) Al, Ti, Cr, N und O enthält bzw. enthalten.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die vorstehenden Erläuterungen gemacht. Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Hartstoffschicht für Schneidewerkzeu ge, die bezüglich einer TiAlN-Schicht eine überlegene Verschleißfestigkeit aufweist und ein effizientes Hochgeschwindigkeitsschneiden ermöglicht, sowie ein Verfahren zur Bildung der Hartstoffschicht bereitzustellen.
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge, die aus
(Ti_1-a-b-c-d, Al_a, Cr_b, Si_c, B_d)(C_1-eN_e)
0,5 ≤ a ≤ 0,8, 0,06 ≤ b, 0 ≤ c ≤ 0,1, 0 ≤ d ≤ 0,1,
0,01 ≤ c + d ≤ 0,1, a + b + c + d < 1, 0,5 ≤ e ≤ 1
(wobei a, b, c und d jeweils die Atomverhältnisse von Al, Cr, Si und B darstellen, und e das Atomverhältnis von N darstellt. Dies gilt auch nachstehend) aufgebaut ist.
Die vorliegende Erfindung umfasst bevorzugte Ausführungsformen, bei denen der Wert von e 1 ist, oder die Werte von a und b im Bereich von
0,02 ≤ 1 – a – b ≤ 0,30, 0,55 ≤ a ≤ 0,765, 0,06 ≤ b oder
0,02 ≤ 1 – a – b ≤ 0,175, 0,765 ≤ a, 4(a – 0,75) ≤ b liegen.
Erfindungsgemäß sollte es sich bei der Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge vorzugsweise um eine Hartstoffschicht handeln, welche die Kristallstruktur im Wesentlichen von der Natriumchloridstruktur aufweist. Die Natriumchloridstruktur sollte vorzugsweise eine sein, welche die (111)-Ebene, (200)-Ebene und (220)-Ebene derart aufweist, daß die Intensität der von diesen gebeugten Strahlen, gemessen durch Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren), welche jeweils durch I(111), I(200) beziehungsweise I(220) dargestellt ist, nachfolgendem Ausdruck (1) und/oder Ausdruck (2) und Ausdruck (3) genügt. I(220) ≤ I(111) (1) I(220) ≤ I(200) (2) I(200)/I(111) ≥ 0,1 (3)
Darüber hinaus sollte die Natriumchloridstruktur vorzugsweise eine sein, wenn durch Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren) mit Cu Kα-Linie gemessen, welche den gebeugten Strahl von der (111)-Ebene, deren Beugungswinkel in dem Bereich von 36,5° bis 38,0° liegt, ergibt. Darüber hinaus sollte der gebeugte Strahl von der (111)-Ebene vorzugsweise eine Halbwertbreite von nicht größer als 1° aufweisen.
Die vorstehend beschriebene Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge kann zur Erzeugung von beschichteten Schneidewerkzeugen mit herausragender Verschleißfestigkeit verwendet werden.
Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Verfahren zum Bilden der vorstehend beschriebenen Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge. Dieses Verfahren besteht aus dem Verdampfen und dem Ionisieren eines Metalls in einer Film-bildenden Gasatmosphäre und das Umwandeln des Metalls und des Film-bildenden Gases in ein Plasma, wodurch ein Film gebildet wird. Das Verfahren ist ein verbessertes Lichtbogenionen-Plattierungsverfahren (AIP-Verfahren), das aus dem Verdampfen und Ionisieren eines Metalls, das ein Target bildet, durch eine Lichtbogenentladung besteht, wodurch die erfindungsgemäße Hartstoffschicht auf einem Substrat gebildet wird, wobei die Verbesserung das Bilden der magnetischen Kraftlinien umfasst, welche

a) parallel zu der Normalen auf der Verdampfungsoberfläche des Targets sind, und
b) auf das Substrat in der Richtung parallel oder leicht abweichend von der Normalen der Verdampfungsoberfläche des Targets zulaufen, wodurch die Umwandlung des Filmbildenden Gases in ein Plasma durch die magnetischen Kraftlinien beschleunigt wird.

In diesem Fall sollte die an das Substrat anzulegende Vorspannung –50 V bis –400 V, bezüglich des Erdpotentials, betragen. Darüber hinaus sollte das Substrat, während der Film darauf ausgebildet wird, vorzugsweise bei 300 bis 800°C gehalten werden. Das Reaktionsgas für die Filmbildung sollte vorzugsweise einen Partialdruck oder Gesamtdruck in dem Bereich von 0,5 bis 7 Pa aufweisen.
Das Reaktionsgas, das in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, ist eines oder mehrere von gasförmigem Stickstoff, Methan, Ethylen, Acetylen, Ammoniak und Wasserstoff, die Elemente enthalten, die für den Beschichtungsfilm bzw. die Beschichtungsschicht erforderlich sind. Das Reaktionsgas kann in Kombination mit einem Edelgas wie z.B. Argon verwendet werden, das als Hilfsgas bezeichnet wird. Das Reaktionsgas und das Hilfsgas können zusammen als Film-bildendes Gas bezeichnet werden.
Ein Target, das zur Bildung einer Hartstoffschicht verwendet wird, kann aus Ti, Al, Cr, Si und B zusammengesetzt sein und weist eine relative Dichte von mehr als 95% auf. Das Target sollte vorzugsweise keine Poren oder Poren mit einem Radius von weniger als 0,3 mm enthalten.
Das Target sollte eine Zusammensetzung aufweisen, die durch
(Ti_1-x-y-z-w, Al_x, Cr_y, Si_z, B_w)
0,5 ≤ x ≤ 0,8, 0,06 ≤ y, 0 ≤ z ≤ 0,1, 0 ≤ w ≤ 0,1,
0 ≤ z + w ≤ 0,1, x + y + z + w < 1
(wobei x, y, z und w jeweils die Atomverhältnisse von Al, Cr, Si und B darstellen. Dies gilt auch nachstehend) definiert ist. Darüber hinaus sollten dann, wenn der Wert von (z + w) 0 ist, die Werte von x und y vorzugsweise in den nachstehend definierten Bereichen liegen.
0,02 ≤ 1 – x – y < 0,30, 0,55 ≤ x ≤ 0,765, 0,06 ≤ y oder
0,02 ≤ 1 – x – y ≤ 0,175, 0,765 ≤ x, 4(x – 0,75) ≤ y.
Darüber hinaus sollte das Target vorzugsweise nicht mehr als 0,3 Masse-% Sauerstoff, nicht mehr als 0,05 Masse-% Wasserstoff, nicht mehr als 0,2 Masse-% Chlor, nicht mehr als 0,05 Masse-% Kupfer und nicht mehr als 0,03 Masse-% Magnesium enthalten.
1 ist ein Dreiecksdiagramm, das die Menge der Metallkomponenten Ti, Al und Cr in dem (Ti, Al, Cr)N-Film zeigt.
2 ist ein schematisches Diagramm, das ein Beispiel der Lichtbogen-Ionenplattierungsvorrichtung (AIP-Vorrichtung) zeigt, die zur Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet wird.
3 ist ein vergrößertes schematisches Schnittdiagramm, das den wichtigen Teil der Lichtbogenverdampfungsquelle zeigt, die zur Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet wird.
4 ist ein vergrößertes schematisches Schnittdiagramm, das den wichtigen Teil einer anderen Lichtbogenverdampfungsquelle zeigt, die zur Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet wird.
5 ist ein vergrößertes schematisches Schnittdiagramm, das den wichtigen Teil einer herkömmlichen Lichtbogenverdampfungsquelle zeigt.
6 ist ein Röntgenbeugungsmuster eines Films mit der Zusammensetzung (Ti_0,1Al_0,7Cr_0,2)N. Der Teil (1) ist derjenige des Films, der unter Verwendung der Verdampfungsquelle der vorliegenden Erfindung gebildet worden ist. Der Teil (2) ist derjenige des Films, der unter Verwendung der herkömmlichen Verdampfungsquelle gebildet worden ist.
7 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Substrattemperatur und der Restspannung in dem Film mit der Zusammensetzung (Ti_0,1Al_0,7Cr_0,2)N zeigt.
8 ist ein Diagramm, das den Bereich der Zusammensetzung von Metallkomponenten Ti, Al und Cr des (Ti, Al, Cr)N-Films in Beispielen der vorliegenden Erfindung zeigt.
Unter den vorstehend genannten Umständen haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung umfangreiche Untersuchungen durchgeführt, um eine Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge zu realisieren, die eine bessere Verschleißfestigkeit aufweist, als dies vorher der Fall war. Als Ergebnis wurde gefunden, dass die Aufgabe gelöst wird, wenn die Schicht sowohl eine verbesserte Härte als auch eine verbesserte Oxidationsbeständigkeit aufweist. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben ihre Untersuchungen fortgesetzt, wobei ein TiAlN-Film besondere Beachtung fand. Es wurde gefunden, dass der TiAlN-Film bezüglich der Härte und der Oxidationsbeständigkeit und somit bezüglich der Verschleißfestigkeit stark verbessert wird, wenn in den TiAlN-Film Cr einbezogen wird. Es wurde auch gefunden, dass die Oxidationsbeständigkeit des TiAlN-Films weiter verbessert wird, wenn Si oder B in den TiAlN-Film einbezogen wird. Deren quantitativen Untersuchungen bezüglich des Effekts dieser Zusätze haben zur vorliegenden Erfindung geführt.
Der Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist eine Hartstoffschicht, die aus
(Ti_1-a-b-c-d, Al_a, Cr_b, Si_c, B_d)(C_1-eN_e)
0,5 ≤ a ≤ 0,8, 0,06 ≤ b,0 ≤ c ≤ 0,1, 0 ≤ d ≤ 0,1,
0,01 ≤ c + d ≤ 0,1, a + b + c + d < 1, 0,5 ≤ e ≤ 1
(wobei a, b, c und d jeweils die Atomverhältnisse von Al, Cr, Si und B darstellen, und e das Atomverhältnis von N darstellt) aufgebaut ist. Nachstehend wird die Zusammensetzung der Hartstoffschicht detailliert beschrieben.
TiAlN ist ein Kristall mit einer Natriumchloridstruktur oder es ist ein Mischnitrid mit Natriumchloridstruktur, das aus TiN, bei dem die Ti-Stelle durch Al ersetzt ist, zusammengesetzt ist. Die Tatsache, dass AlN mit Natriumchloridstruktur bei hoher Temperatur unter hohem Druck in einem Gleichgewichtszustand vorliegt, legt nahe, dass es eine große Härte aufweist. Daher wäre es möglich, die Härte des TiAlN-Films zu erhöhen, wenn das Verhältnis von Al in TiAlN erhöht wird, wobei dessen Natriumchloridstruktur beibehalten wird. AlN mit Natriumchloridstruktur befindet sich jedoch bei normaler Temperatur unter normalem Druck oder bei hoher Temperatur unter niedrigem Druck in einem Nichtgleichgewichtszustand. Folglich bildet eine gewöhnliche Gasphasenbeschichtung lediglich AlN mit ZnS-Struktur (die weich ist) und niemals AlN mit Natriumchloridstruktur als einfache Substanz.
Trotzdem ist es möglich, TiAlN mit Natriumchloridstruktur bei normaler Temperatur unter normalem Druck oder bei hoher Temperatur unter niedrigem Druck zu bilden, wenn der Nit ridfilm durch Einbringen von Al in Ti gebildet wird, da TiN eine Natriumchloridstruktur aufweist und eine Gitterkonstante hat, die nahe an derjenigen von AlN mit Natriumchloridstruktur liegt, so dass AlN in die TiN-Struktur assimiliert wird. Wie es jedoch vorstehend erwähnt worden ist, wird dann, wenn die Menge von Al in TiAlN eine bestimmte Grenze übersteigt, die durch das Zusammensetzungsverhältnis (x) von 0,6 bis 0,7 in (Al_x, Ti_1-x)N, das TiAlN darstellt, definiert ist, AlN mit ZnS-Struktur ausgeschieden, da der Effekt der Assimilierung durch TiN schwach ist.
Ferner wäre es möglich, das Verhältnis von AlN mit Natriumchloridstruktur weiter zu erhöhen, wenn Ti in TiAlN teilweise durch Cr ersetzt wird, da CrN eine Gitterkonstante aufweist, die näher an derjenigen von AlN mit Natriumchloridstruktur liegt als diejenige von TiN. Wenn es möglich ist, das Verhältnis von AlN mit Natriumchloridstruktur in dem Film durch Einbeziehen von Cr in der vorstehend genannten Weise zu erhöhen, scheint es möglich zu sein, eine größere Härte wie bei dem TiAlN-Film zu erreichen.
Andererseits beschreibt die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 310174/1995 ein Verfahren zur Erhöhung der Härte und der Oxidationsbeständigkeit von TiAlN durch Einbeziehen von Si. Das beschriebene Verfahren erfordert, dass die Menge von Al nicht mehr als 0,75 (als Atomverhältnis) beträgt und die Menge von Si nicht mehr als 0,1 (als Atomverhältnis) beträgt. Wenn die Mengen von Al und Si die vorstehend genannten Grenzen übersteigen, nimmt der resultierende Film die hexagonale Kristallstruktur ein (die weich ist). Daher ist eine weitere Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit beschränkt. Im Gegensatz dazu haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung gefunden, dass es möglich ist, sowohl die Oxidationsbeständigkeit als auch die Härte zu erhöhen, während die Natriumchloridstruktur beibehalten wird, wenn in den TiAlN-Film nicht nur Cr, sondern auch Si einbezogen wird. Das Verhalten von Si wurde noch nicht untersucht. Es wird jedoch angenommen, dass es die Position von Ti in dem TiN-Gitter wie im Fall von Al in TiAlN besetzt.
Ferner ist es, da AlN, CrN und SiN die Oxidationsbeständigkeit von TiN übertreffen, im Hinblick auf die Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit bevorzugt, mehr Al, Cr und Si als Ti zuzugeben.
Nachstehend wird detailliert erläutert, warum die Atomverhältnisse a, b, c, d und e für Ti, Al, Cr, Si, B und C, die den Film aus (Ti_1-a-b-c-d, Al_a, Cr_b, Si_c, B_d)(C_1-eN_e) bilden, ausgewählt wurden.
Zunächst sollte Al so zugesetzt werden, dass die Untergrenze und die Obergrenze von dessen Atomverhältnis (a) 0,5 bzw. 0,8 beträgt, da eine minimale Menge an Al erforderlich ist, um die Oxidationsbeständigkeit und die Härte sicherzustellen, und eine übermäßige Menge von Al zur Ausscheidung weicher hexagonaler Kristalle führt, wodurch die Härte des Films vermindert wird.
Cr ermöglicht es, den Al-Gehalt zu erhöhen, während die Natriumchloridstruktur in der vorstehend beschriebenen Weise beibehalten wird. Für diesen Effekt sollte Cr derart zugesetzt werden, dass die Untergrenze von dessen Atomverhältnis (b) 0,06 beträgt.
Das Atomverhältnis (a) von Al sollte 0,55 oder mehr, vorzugsweise 0,60 oder mehr betragen. Die Untergrenze des Atomverhältnisses (b) von Cr sollte vorzugsweise 0,08 betragen. In dem Fall, bei dem das Atomverhältnis (a) von Al 0,765 übersteigt, sollte das Atomverhältnis (b) von Cr vorzugsweise innerhalb des nachstehend genannten Bereichs liegen. Da CrN weniger hart ist als TiN, wird darüber hinaus Cr die Härte vermindern, wenn es im Übermaß zugesetzt wird. Folglich sollte die Obergrenze des Atomverhältnisses (b) von Cr 0,35, vorzugsweise 0,3 betragen.
1 ist ein Dreiecksdiagramm, das die Menge der Metallkomponenten Ti, Al und Cr in dem (Ti, Al, Cr)N-Film zeigt. Auf der linken Seite der Linie b = 4(a – 0,75) oder in dem Bereich, wo b < 4(a – 0,75) ist, nimmt die Filmhärte abrupt ab, da AlN in dem Film Kristalle mit ZnS-Struktur (die weich ist) in einem höheren Verhältnis enthält, obwohl Cr zugesetzt worden ist. Daher sollte in dem Fall, bei dem das Atomverhältnis (a) von Al 0,765 übersteigt, das Verhältnis von Cr vorzugsweise b ≥ 4(a – 0,75) sein.
Si erzeugt den Effekt der Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit, wie es vorstehend erwähnt worden ist. B erzeugt ebenfalls einen ähnlichen Effekt. Daher sollten Si und/oder B so zugesetzt werden, dass deren Atomverhältnis (c + d) 0,01 oder mehr, vorzugsweise 0,02 oder mehr beträgt. Andererseits wird überschüssiges Si und/oder B in Form von weichen hexagonalen Kristallen ausgeschieden, wodurch die Verschleißfestigkeit beeinträchtigt wird. Si und/oder B sollte(n) derart zugesetzt werden, dass die Obergrenze ihrer Atomverhältnisse (c) und (d) oder (c + d) 0,1, vorzugsweise 0,07 oder weniger, mehr bevorzugt 0,05 oder weniger beträgt.
Ferner bildet Siliziumnitrid in einer oxidierenden Atmosphäre bei hohen Temperaturen einen kompakten Schutzfilm von Siliziumoxid, wodurch die Beschichtung vor einer Oxidation geschützt wird. Andererseits ist Bornitrid bezüglich der Oxidationsbeständigkeit inhärent über legen (wobei dessen Oxidation bei etwa 1000°C beginnt). Dessen Oxid weist jedoch eine schlechte Schutzwirkung auf, sobald die Oxidation begonnen hat. D.h., Bor ist Silizium bezüglich der Oxidationsbeständigkeit geringfügig unterlegen. Daher ist es bevorzugt, anstelle des Zusetzens von Silizium und Bor in einer Kombination Silizium allein zuzusetzen.
Die Menge von Ti wird durch die Menge von Al, Cr, Si und B bestimmt. TiN ist härter als CrN und der Film wird eine geringe Härte aufweisen, wenn Ti überhaupt nicht zugesetzt wird. Folglich sollte Ti derart zugesetzt werden, dass die Untergrenze von dessen Atomverhältnis (1 – a – b – c – d) 0,02, vorzugsweise 0,03 beträgt. In dem Fall, bei dem das Atomverhältnis von Al 0,6 oder mehr beträgt, ist die bevorzugte Menge von Ti derart, dass dessen Atomverhältnis 0,35 oder weniger, vorzugsweise 0,3 oder weniger beträgt, da eine Überschussmenge von Ti die Menge von Cr relativ vermindert, wodurch der vorstehend genannte Effekt der Assimilierung vermindert wird.
Wenn das Atomverhältnis von Ti weniger als 0,20 beträgt, weist der resultierende Film eine stark verbesserte Oxidationsbeständigkeit auf, mit dem Ergebnis, dass die Temperatur, bei welcher der Film zu oxidieren beginnt, zunimmt. Daher sind Werte von (a) und (b) in dem nachstehend definierten Bereich bevorzugt.
0,02 ≤ 1 – a – b < 0,20, 0,55 ≤ a ≤ 0,765, 0,06 ≤ b oder
0,02 ≤ 1 – a – b < 0,20, 0,765 ≤ a, 4(a – 0,75) ≤ b.
Wenn das Atomverhältnis (b) von Al 0,6 oder mehr beträgt und die Obergrenze des Atomverhältnisses (b) von Al derart ist, dass der resultierende Film nur aus Kristallen mit Natriumchloridstruktur zusammengesetzt ist, wird als Ergebnis nicht nur eine gute Oxidationsbeständigkeit erhalten, sondern auch eine größere Härte, als sie Ti_0,4Al_0,6N aufweisen würde. (Es sollte beachtet werden, dass Ti_0,4Al_0,6N die größte Härte von den Verbindungen aufweist, die durch TiAlN dargestellt werden, wobei 0,56 ≤ Al ≤ 0,75.)
Daher ist der am meisten bevorzugte Bereich von (a) und (b) wie folgt.
0,02 ≤ 1 – a – b < 0,20, 0,60 ≤ a ≤ 0,709 oder
0,02 ≤ 1 – a – b < 0,20, 0,709 ≤ a, 11/6 × (a – 0,66) ≤ b.
Wie in dem vorstehend erwähnten Fall sollte die Obergrenze des Atomverhältnisses (b) von Cr vorzugsweise 0,35, vorzugsweise 0,3 betragen, da CrN weniger hart ist als TiN und eine übermäßige Menge von Cr die Härte vermindert.
Das Einbeziehen von C in den Film führt zur Ausscheidung harter Carbide (wie z.B. TiC, SiC und B₄C), wodurch der Film härter gemacht wird. Die Menge (1 – e) von C sollte vorzugsweise gleich der Menge (1 – a – b) von Ti, Si und B sein. Eine übermäßige Menge von C führt zur Ausscheidung von chemisch instabilem Al₄C₃ und Cr₇C₃, wodurch die Oxidationsbeständigkeit verschlechtert wird. Daher sollte C so zugesetzt werden, dass der Wert von (e) in (Ti_1-a-b-c-d, Al_a, Cr_b, Si_c, B_d)(C_1-eN_e) 0,5 oder mehr, vorzugsweise 0,7 oder mehr, mehr bevorzugt 0,8 oder mehr und insbesondere 1 beträgt.
Ferner sollte die erfindungsgemäße Hartstoffschicht vorzugsweise vorwiegend aus Kristallen mit Natriumchloridstruktur zusammengesetzt sein, da sie ihre hohe Festigkeit verliert, wenn sie Kristalle mit ZnS-Struktur enthält.
Die Kristalle, in der die Natriumchloridstruktur vorherrscht, ist eine Struktur, bei der die Peakintensität der Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren), die durch den nachstehenden Ausdruck (4) definiert ist, einen Wert von 0,5 oder mehr, vorzugsweise von 0,8 oder mehr aufweist. [IB(111) + IB(200) + IB(220) + IB(311) + IB(222) + IB(400)]/[IB(111) + IB(200) + IB(220) + IB(311) + IB(222) + IB(400) + IH(100) + IH(102) + IH(110)] (4)(worin IB(111), IB(200), IB(220), IB(311), IB(222) und IB(400) jeweils die Peakintensität aufgrund der (111)-Ebene, der (200)-Ebene, der (220)-Ebene, der (311)-Ebene, der (222)-Ebene und der (400)-Ebene mit Natriumchloridstruktur und IH(100), IH(102) und IH(110) jeweils die Peakintensität aufgrund der (100)-Ebene, der (102)-Ebene und der (110)-Ebene der ZnS-Struktur darstellen.) Wenn der Wert des Ausdrucks (4) weniger als 0,5 beträgt, weist der resultierende Film eine Härte auf, die niedriger ist als diejenige, die in der vorliegenden Erfindung als bevorzugt erachtet wird.
Die Peakintensität der ZnS-Struktur wird vorwiegend unter Verwendung eines Röntgendiffraktometers gemessen, das die Cu Kα-Linie emittiert. Die Peakintensität ist eine Intensität, die bei 2θ = 32 bis 33° für die (100)-Ebene, bei 2θ = 48 bis 50° für die (102)-Ebene oder bei 2θ = 57 bis 58° für die (110)-Ebene erscheint. Ferner unterscheidet sich bei der Kristallstruktur von ZnS, obwohl der Kristall mit ZnS-Struktur vorwiegend aus AlN zusammengesetzt ist, dessen Peakposition, die tatsächlich gemessen wird, geringfügig von derjenigen, die in JCPDS-Karten gezeigt ist, da es Ti, Cr, Si und B enthält.
Die erfindungsgemäße Schicht sollte vorzugsweise die Natriumchloridstruktur derart aufweisen, dass die Peakintensität, die mittels Röntgendiffraktion gemessen wird, dem Folgenden genügt. I(220) ≤ I(111) und/oder I(220) ≤ I(200). Der Grund dafür liegt darin, dass der Film eine gute Verschleißfestigkeit aufweist, wenn die (111)-Ebene oder die (200)-Ebene (bei der es sich um die dicht gepackte Ebene der Natriumchloridstruktur handelt) parallel zur Film- bzw. Schichtoberfläche liegt.
Das Verhältnis von I(200)/I(111) sollte vorzugsweise 0,1 oder mehr betragen (wobei I(200) die Peakintenstität aufgrund der (200)-Ebene bezeichnet und I(111) die Peakintensität aufgrund der (111)-Ebene bezeichnet). Dieses Verhältnis variiert im Bereich von etwa 0,1 bis 5, und zwar abhängig von den Filmbildungsbedingungen, wie z.B. der an das Substrat angelegten Vorspannung, dem Gasdruck und der Filmbildungstemperatur. In dieser Erfindung wurde gefunden, dass die Schicht bzw. der Film gute Schneideigenschaften aufweist, wenn das Verhältnis 0,1 oder mehr beträgt. Ein möglicher Grund dafür ist wie folgt. Es wird davon ausgegangen, dass in dem Kristall mit Natriumchloridstruktur Metallelemente im Wesentlichen mit Stickstoff oder Kohlenstoff kombinieren und dass es sehr wenige Metall-Metall-Bindungen, Stickstoff-Stickstoff-Bindungen und Kohlenstoff-Kohlenstoff-Bindungen gibt. Folglich grenzen in der (111)-Ebene Metallatome an Metallatome, Stickstoffatome an Stickstoffatome und Kohlenstoffatome an Kohlenstoffatome an, wogegen in der (200)-Ebene Metallatome an Stickstoffatome oder Kohlenstoffatome angrenzen. Es besteht eine hohe Wahrscheinlichkeit, dass in der (200)-Ebene Metallatome mit Stickstoffatomen oder Kohlenstoffatomen kombinieren, und dies führt zu einer guten Stabilität. Folglich wird erwartet, dass dann, wenn die stabilere (200)-Ebene in einem bestimmten Verhältnis bezüglich der (111)-Ebene orientiert ist, der resultierende Film eine erhöhte Härte aufweist und verbesserte Schneideigenschaften zeigt. Der Wert von I(200)/I(111) sollte 0,3 oder mehr, vorzugsweise 0,5 oder mehr betragen.
Der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene variiert abhängig von der Filmzusammensetzung, dem Zustand der Restspannung und der Art des Substrats. Die Ergebnisse einer Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren) mit der Cu Kα-Linie zeigen, dass die erfindungsgemäße Hartstoffschicht bezüglich des Beugungswinkels im Bereich von etwa 36,5 bis 38,0° variiert und dass der Beugungswinkel zu einer Abnahme neigt, wenn die Ti-Menge im Film zunimmt. Ein möglicher Grund dafür, warum der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene mit zunehmender Menge von Ti in dem Film abnimmt (oder der Abstand zwischen (111)-Ebenen zunimmt), liegt darin, dass die Gitterkonstante (4,24 Å) von TiN größer ist als die Gitterkonstante (4,12 Å) von AlN und die Gitterkonstante (4,14 Å) von CrN mit Natriumchloridstruktur, wie es vorstehend erwähnt worden ist. Ferner variiert dann, wenn die erfindungsgemäße Hartstoffschicht, welche die Zusammensetzung (Ti_0,12Al_0,70Cr_0,15Si_0,03)N aufweist, auf einem zementierten Carbidsubstrat ausgebildet wurde, der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene abhängig von den Filmbildungsbedingungen im Bereich von 36,6 bis 37,1°.
Der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene der Natriumchloridstruktur kann aus der folgenden Bragg'schen Formel (5) berechnet werden. 2 × (Abstand der Gitterebenen, Å) × sin(Beugungswinkel 2θ/2) = Wellenlänge der verwendeten Röntgenstrahlen (Å) (5)
Die Wellenlänge der Röntgenstrahlen beträgt 1,54056 Å für die Cu Kα-Linie. Ferner kann der Abstand von (111)-Ebenen in dem Ausdruck (5) aus dem folgenden Ausdruck (6) berechnet werden, der unter Verwendung des Mischgesetzes aus den Standard-Gitterkonstanten (4,24 Å, 4,12 Å und 4,14 Å) und dem Zusammensetzungsverhältnis von TiN, AlN und CrN mit Natriumchloridstruktur erhalten wird. Abstand der (111)-Ebenen (Å) = [2,4492 × Ti (Atom-%) + 2,379 × Al (Atom-%) + 2,394 × Cr (Atom-%)]/100 (6)(Die Menge jedes Elements ist als 100% Metallelement ausgedrückt.)
In dem Fall, bei dem die erfindungsgemäße Hartstoffschicht, welche die Zusammensetzung (Ti_0,1Al_0,72Cr_0,18)N aufweist, auf einem zementierten Carbidsubstrat ausgebildet ist, beträgt der Beugungswinkel, der mit dem vorstehend genannten Ausdruck (5) erhalten wird, 37,6°. Tatsächlich variiert der Beugungswinkel jedoch abhängig von den Filmbildungsbedingungen und der Restspannung im Bereich von 37,2 bis 37,7°. Die erfindungsgemäße Hartstoffschicht, die in dem Zustand vorliegt, so wie sie gebildet worden ist, erfährt eine Druckspannung und somit ist der Abstand der Gitterebenen parallel zum Substrat (aufgrund des Poisson-Effekts) größer als in dem normalen Zustand oder größer als der Abstand, der mit dem vorstehend genannten Ausdruck (6) berechnet worden ist. Daher war der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene, der mittels Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren gemessen worden ist, kleiner als derjenige im Normalzustand oder derjenige, der mit dem vorstehend genannten Ausdruck (5) durch Substituieren des Abstands der Gitterebene im Normalzustand, der mit dem vorstehend genannten Ausdruck (6) erhalten worden ist, berechnet worden ist.
Es ist bevorzugt, dass der Beugungswinkel aufgrund der (111)-Ebene, der mittels Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren) mit der Cu Kα-Linie erhalten wird, innerhalb von ±0,3° des Standardbeugungswinkels liegt, der mit den vorstehend genannten Ausdrücken (5) und (6) auf der Basis der Zusammensetzung der Metallelemente in dem Film berechnet wird.
Der Beugungspeak aufgrund der (111)-Ebene weist die Eigenschaft auf, dass dessen Halbwertbreite abhängig von der Kristallgröße in dem Film bzw. in der Schicht und einer unein heitlichen Restspannung in dem Film variiert, und die Kristalle in dem Film neigen dazu, mit zunehmender Halbwertbreite klein zu werden. [Die Halbwertbreite bezeichnet üblicherweise die FWHM (volle Breite bei halbem Maximum), bei der es sich um die Breite des Teils des Beugungspeaks handelt, bei dem die Intensität die Hälfte der maximalen Intensität des Beugungspeaks beträgt.] Diese Halbwertbreite beträgt etwa 0,2° bis 1° im Fall der Hartstoffschicht, die den Anforderungen der vorliegenden Erfindung genügt. In dem Fall einer Hartstoffschicht, die durch (Ti_0,1Al_0,72Cr_0,18)N (vorstehend erwähnt) dargestellt wird, liegt die Halbwertbreite abhängig von den Filmbildungsbedingungen im Bereich von 0,3° bis 0,8°.
Die erfindungsgemäße Hartstoffschicht kann in Form eines Einschicht-Films verwendet werden, der den vorstehend genannten Anforderungen genügt. Sie kann auch in Form eines Mehrschicht-Films verwendet werden, wobei die Schichten voneinander verschieden sind und den vorstehend genannten Anforderungen genügen. Der in der vorliegenden Erfindung spezifizierte (Ti, Cr, Al, Si, B)(CN)-Film, der in der Form einer Schicht oder von mehreren Schichten vorliegt, kann auf einer Seite oder auf beiden Seiten mindestens eine Schicht aufweisen, die aus Kristallen zusammengesetzt ist, in denen die Natriumchloridstruktur vorherrscht, wobei die Schicht aus der Gruppe bestehend aus einer Schicht aus Metallnitrid, einer Schicht aus Metallcarbid und einer Schicht aus Metallcarbonitrid ausgewählt ist (die sich bezüglich der Zusammensetzung von der vorstehend beschriebenen Hartstoffschicht unterscheiden).
Ferner bezeichnet der „Kristall, in dem die Natriumchloridstruktur vorherrscht", den gleichen Kristall, wie er vorstehend definiert worden ist, bei dem die Peakintensität der Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren), die durch den vorstehend angegebenen Ausdruck (4) definiert ist, einen Wert von 0,8 oder mehr aufweist. (Worin IB(111), IB(200), IB(220), IB(311), IB(222) und IB(400) jeweils die Peakintensität aufgrund der (111)-Ebene, der (200)-Ebene, der (220)-Ebene, der (311)-Ebene, der (222)-Ebene und der (400)-Ebene mit Natriumchloridstruktur und IH(100), IH(102) und IH(110) jeweils die Peakintensität aufgrund der (100)-Ebene, der (102)-Ebene und der (110)-Ebene der ZnS-Struktur darstellen.) Die Schichten aus Metallnitrid, Metallcarbid und Metallcarbonitrid (die eine Natriumchloridstruktur aufweisen und sich bezüglich der Zusammensetzung von der vorstehend beschriebenen Hartstoffschicht unterscheiden) umfassen z.B. Filme bzw. Schichten aus TiN, TiAlN, TiVAlN, TiCN, TiAlCN, TiNbAlCN und TiC.
Die erfindungsgemäße Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge kann zusätzlich zu der bzw. den vorstehend genannten einen oder mehreren Schicht(en) auf einer Seite oder auf beiden Seiten eine oder mehrere Schicht(en) aus Metall oder einer Legierung aufweisen, die min destens ein Metall enthält bzw. enthalten, das aus der Gruppe bestehend aus Elementen der Gruppe 4A, Elementen der Gruppe 5A, Elementen der Gruppe 6A, Al und Si ausgewählt ist. Die Metalle, die zur Gruppe 4A, Gruppe 5A und Gruppe 6A gehören, umfassen Cr, Ti und Nb. Die Legierung umfasst Ti-Al. Eine solche laminierte Filmstruktur ist für Substrate effektiv, die aus einem Eisenmaterial hergestellt sind (wie z.B. HSS und SKD), welche Substraten aus zementiertem Carbid bezüglich der Haftung an der Hartstoffschicht unterlegen sind. Die Hartstoffschicht mit einer guten Haftung an dem Substrat wird durch aufeinander folgendes Bilden des vorstehend genannten Films aus Cr, TiN oder TiAlN (der weniger hart ist als die Hartstoffschicht, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert ist), einer Zwischenmetallschicht aus Cr, Ti oder Ti-Al und der erfindungsgemäßen Hartstoffschicht auf dem vorstehend genannten Eisensubstrat erhalten. Die Zwischenschicht, die relativ weicher ist als die erfindungsgemäße Hartstoffschicht, vermindert die Restspannung, wodurch die Haftung (Ablösebeständigkeit) verbessert wird.
In dem Fall, bei dem die erfindungsgemäße Hartstoffschicht aus mehr als einer Schicht besteht, kann jede Schicht eine Dicke im Bereich von 0,005 bis 2 μm aufweisen. Vorzugsweise sollte die erfindungsgemäße Hartstoffschicht jedoch eine Gesamtdicke von 0,5 bis 20 μm aufweisen, und zwar ungeachtet dessen, ob es sich um eine Einschicht-Struktur handelt oder ob sie aus mehr als einer Schicht aufgebaut ist. Die Mehrschichtstruktur kann aus (i) voneinander verschiedenen Filmen, welche die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllen, (ii) Schichten aus Metallnitrid, Metallcarbid oder Metallcarbonitrid mit Natriumchloridstruktur, die sich bezüglich der Zusammensetzung von der vorstehend genannten Hartstoffschicht unterscheiden, und (iii) Schichten aus Metall oder einer Legierung ausgebildet sein, die mindestens ein Metall enthalten, das aus der Gruppe bestehend aus Elementen der Gruppe 4A, Elementen der Gruppe 5A, Elementen der Gruppe 6A, Al und Si ausgewählt ist. Bei einer Gesamtdicke von weniger als 0,5 μm ist die resultierende Hartstoffschicht zu dünn, um eine ausreichende Verschleißfestigkeit aufzuweisen. Bei einer Gesamtdicke von mehr als 20 μm neigt die resultierende Hartstoffschicht während des Schneidens zu einem Brechen oder Ablösen. Daher ist eine mehr bevorzugte Dicke 1 μm oder mehr und 15 μm oder weniger.
Die Schneidewerkzeuge, die mit der erfindungsgemäßen Hartstoffschicht beschichtet werden, umfassen Schaftfräser, Bohrer, Wälzfräser und Einmaleinsätze, die aus zementiertem Carbid, Hochleistungsschnellstahl (HSS), Cermet oder einem CBN-Sinterkörper hergestellt sind. Seit kurzem werden Schneidewerkzeuge unter härteren Bedingungen als früher eingesetzt, da die Bearbeitung härter wird und die Schneidgeschwindigkeit zunimmt, und somit ist es erforderlich, dass die Beschichtungsschicht dafür eine größere Härte und eine bessere Oxidationsbeständigkeit aufweist. Die erfindungsgemäße Hartstoffschicht erfüllt beide Anfor derungen. Sie ist für diejenigen Schneidewerkzeuge am Besten geeignet, die unter trockenen oder halbtrocknen Schneidbedingungen eingesetzt werden. Der herkömmliche typische Film aus TiAlN zeigt unter Trockenschneidbedingungen (bei denen die Temperatur recht hoch ist) keine ausreichende Oxidationsbeständigkeit und Härte. Dieser Nachteil wird durch die Schicht bzw. den Film der vorliegenden Erfindung beseitigt, die bzw. der sowohl eine große Härte als auch eine gute Oxidationsbeständigkeit aufweist.
Die erfindungsgemäße Schicht, deren Kristallstruktur im Wesentlichen von der Natriumchloridstruktur dominiert wird, kann trotz ihres hohen Al-Gehalts durch das in der vorliegenden Erfindung angegebene Verfahren effektiv gebildet werden. Dieses Verfahren besteht aus dem Verdampfen und Ionisieren eines Metalls, das ein Target bildet, durch eine Lichtbogenentladung in einer Film-bildenden Gasatmosphäre und Umwandeln des Metalls und des Film-bildenden Gases in ein Plasma, wodurch ein Film gebildet wird. Das Verfahren sollte vorzugsweise derart durchgeführt werden, dass die Umwandlung des Film-bildenden Gases in ein Plasma durch die magnetischen Kraftlinien beschleunigt wird, die

a) parallel zu der Normalen auf der Verdampfungsoberfläche des Targets sind, und
b) auf das Substrat in der Richtung parallel oder leicht abweichend von der Normalen der Verdampfungsoberfläche des Targets zulaufen.

Die Lichtbogen-Ionenplattierungsvorrichtung (AIP-Vorrichtung), die in dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendet wird, unterscheidet sich von einer herkömmlichen Vorrichtung, bei der die Quelle des Magnetfelds hinter dem Target angeordnet ist und die Komponente des Magnetfelds senkrecht zu dem Targetfilm klein ist. Die Vorrichtung, die zur Bildung der erfindungsgemäßen Hartstoffschicht verwendet wird, ist so aufgebaut, dass der Magnet neben oder vor dem Target angeordnet ist, so dass magnetische Kraftlinien etwa senkrecht zu der Verdampfungsoberfläche des Targets divergieren oder sich parallel zu der Verdampfungsoberfläche des Targets erstrecken. Die magnetischen Kraftlinien beschleunigen die Umwandlung des Film-bildenden Gases in ein Plasma. Dies ist zur Bildung der erfindungsgemäßen Hartstoffschicht sehr effektiv.
Ein Beispiel für die AIP-Vorrichtung, die zur Durchführung der vorliegenden Erfindung verwendet wird, ist in der 2 gezeigt. Eine kurze Beschreibung der AIP-Vorrichtung ist nachstehend angegeben.
Die AIP-Vorrichtung besteht aus einer Vakuumkammer 1 (die eine Evakuierungsöffnung 11, die mit einer Vakuumpumpe verbunden ist, und eine Zuführungsöffnung 12 zur Zuführung eines Film-bildenden Gases aufweist), einer Lichtbogenverdampfungsquelle 2, die ein Tar get, das eine Kathode bildet, durch eine Lichtbogenentladung verdampft und ionisiert, einem Halter 3 zum Halten eines Substrats W (Schneidewerkzeug), das beschichtet werden soll, und eine Vorspannungsenergiequelle 4 zum Anlegen einer negativen Vorspannung mittels des Halters 3 an das Substrat W über den Halter 3 und die Vakuumkammer 1.
Die Lichtbogenverdampfungsquelle 2 ist mit einem Target 6, das eine Kathode bildet, einer Lichtbogenenergiequelle 7, die mit dem Target 6 und der Vakuumkammer 1, welche eine Anode darstellt, verbunden ist, und einem Permanentmagneten 8 zur Erzeugung eines Magnetfelds ausgestattet, das magnetische Kraftlinien erzeugt, die etwa senkrecht zu der Verdampfungsoberfläche des Targets divergieren oder sich parallel zu der Verdampfungsoberfläche des Targets erstrecken und in die Nähe des Substrats W reichen. Das Magnetfeld sollte derart sein, dass dessen magnetische Flussdichte in der Mitte des Substrats höher als 10 G (Gauss), vorzugsweise höher als 30 G ist. Der Ausdruck „etwa senkrecht zur Verdampfungsoberfläche" steht für einen Winkel von 0° bis etwa 30° bezüglich der Normalen zur Verdampfungsoberfläche.
Die 3 ist ein vergrößertes schematisches Schnittdiagramm, das den wichtigen Teil der Lichtbogenverdampfungsquelle zeigt, die zur Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet wird. Der vorstehend genannte Magnet 8 zur Erzeugung eines Magnetfelds ist so angeordnet, dass er die Verdampfungsoberfläche S des Targets 6 umgibt. Der Magnet ist nicht das einzige Mittel zur Erzeugung eines Magnetfelds und kann durch einen Elektromagneten ersetzt werden, der aus einer Spule und einer Stromquelle besteht. Alternativ kann der Magnet so angeordnet werden, dass er die Vorderseite (auf das Substrat gerichtet) der Verdampfungsoberfläche S des Targets 6 umgibt, wie es in der 4 gezeigt ist. Obwohl die Vakuumkammer in der 1 als Anode wirkt, ist es auch möglich, eine spezielle zylindrische Anode bereitzustellen, welche die Seitenfläche des Targets umgibt.
Die 5 zeigt eine herkömmliche AIP-Vorrichtung, bei der die Lichtbogenverdampfungsquelle 102 mit einem Elektromagneten 109 ausgestattet ist, um die Lichtbogenentladung auf das Target 106 zu konzentrieren. Da jedoch der Elektromagnet 109 hinter dem Target 106 angeordnet ist, werden die magnetischen Kraftlinien parallel zur Targetoberfläche in der Nähe der Targetverdampfungsoberfläche und erreichen somit nicht die Nähe des Substrats W.
Die Lichtbogenverdampfungsquelle der AIP-Vorrichtung, die in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, unterscheidet sich von der herkömmlichen Quelle bezüglich der Struktur des Magnetfelds und somit bezüglich der Art und Weise, in der sich das Plasma aus dem Filmbildenden Gas ausdehnt.
Die in der 4 gezeigte Verdampfungsquelle wandelt das Film-bildende Gas als Ergebnis der Lichtbogen-induzierten Elektronen (e), die sich teilweise um die magnetische Kraftlinie bewegen und mit Stickstoffmolekülen kollidieren, die das Film-bildende Gas bilden, in ein Plasma um. Im Gegensatz dazu arbeitet die herkömmliche Verdampfungsquelle 102, die in der 5 gezeigt ist, anders. D.h, die magnetischen Kraftlinien sind in der Nähe des Targets eingeschränkt und somit weist das Plasma des Film-bildenden Gases, das in der vorstehend beschriebenen Weise erzeugt worden ist, die höchste Dichte in der Nähe des Targets und eine niedrige Dichte in der Nähe des Substrats W auf. In dem Fall der in den 3 und 4 gezeigten Verdampfungsquelle, die in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, erreichen die magnetischen Kraftlinien jedoch das Substrat W, so dass das Plasma des Film-bildenden Gases eine viel höhere Dichte in der Nähe des Substrats W aufweist als in dem Fall der herkömmlichen Verdampfungsquelle. Es wird davon ausgegangen, dass der Unterschied bei der Plasmadichte die Kristallstruktur des gebildeten Films beeinflusst.
Ein Beispiel für solche Effekte, die tatsächlich festgestellt werden, ist in der 6 gezeigt, bei der es sich um ein Röntgenbeugungsmuster eines TiCrAlN-Films (mit der Zusammensetzung (Ti_0,1Cr_0,2Al_0,7)N) handelt, der unter Verwendung der herkömmlichen Verdampfungsquelle und der verbesserten Verdampfungsquelle der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist. In der 6 stellt „B1" die Natriumchloridstruktur dar und „Hex" stellt die ZnS-Struktur dar und „( )" stellt die Kristallebene dar. Darüber hinaus werden unmarkierte Peaks in der 6 dem Substrat (zementiertes Carbid) zugeordnet. Beide Verdampfungsquellen wurden zur Bildung von Filmproben unter den folgenden Bedingungen betrieben. Lichtbogenstrom: 100 A, Stickstoffgasdruck: 2,66 Pa, Substrattemperatur: 400°C und Vorspannung für das Substrat: variiert von 50 V bis 300 V. Die Vorspannung ist bezüglich des Erdpotenzials negativ. Folglich steht eine Vorspannung von 100 V z.B. für eine Vorspannung, die –100 V bezüglich des Erdpotenzials beträgt.
Die Verdampfungsquelle der herkömmlichen AIP-Vorrichtung, in welcher der Magnet hinter dem Target angeordnet ist, ergibt einen Film, der selbst dann aus Mischphasen aus einem kubischen System (Natriumchloridstruktur) und einem hexagonalen System (ZnS-Struktur) zusammengesetzt ist, wenn die Vorspannung auf 300 V erhöht wird, wie es in der 6(2) gezeigt ist. Im Gegensatz dazu ergibt die Verdampfungsquelle der AIP-Vorrichtung der vorliegenden Erfindung, bei welcher der Magnet neben dem Target angeordnet ist, einen Film, der aus einer einzelnen Phase mit Natriumchloridstruktur zusammengesetzt ist, wenn die Vorspannung 70 V oder mehr, bezogen auf das Erdpotenzial, beträgt, wie es in der 6(1) gezeigt ist.
AlN mit Natriumchloridstruktur liegt bei Normaltemperatur unter normalem Druck inhärent in einem Nichtgleichgewichtszustand vor und somit ist es eine Substanz, die sich nicht leicht bildet. Trotzdem wird davon ausgegangen, dass die Verdampfungsquelle der vorliegenden Erfindung Stickstoff aktiv in Plasma umwandelt und die resultierenden hochenergetischen Stickstoffteilchen bei der Bildung des AlN mit Natriumchloridstruktur in einem Nichtgleichgewichtszustand unterstützen.
Je höher die Vorspannung ist, desto höher wird die Energie des Film-bildenden Gases und der Metallionen, die in ein Plasma umgewandelt worden sind, und die Kristalle des Films nehmen die Natriumchloridstruktur leichter ein. Folglich sollte die Vorspannung 50 V oder mehr, vorzugsweise 70 V oder mehr und mehr bevorzugt 100 V oder mehr betragen. Eine übermäßig hohe Vorspannung ist jedoch nicht praxisgemäß, da der Film durch das Filmbildende Gas, das in ein Plasma umgewandelt worden ist, geätzt wird, und somit die Filmbildungsgeschwindigkeit extrem niedrig ist. Folglich sollte die Vorspannung 400 V oder weniger, vorzugsweise 300 V oder weniger, mehr bevorzugt 260 V oder weniger und insbesondere 200 V oder weniger betragen. Ferner ist die Vorspannung bezüglich des Erdpotenzials negativ. Folglich steht eine Vorspannung von z.B. 100 V für eine Vorspannung, die –100 V bezüglich des Erdpotenzials beträgt. Das Ziel des Anlegens einer Vorspannung ist die Zuführung von Energie zu dem ankommenden Film-bildenden Gas und den Metallionen von dem Target, wodurch der Film die Natriumchloridstruktur einnehmen kann. Der bevorzugte Bereich der Vorspannung variiert abhängig von der Zusammensetzung des zu bildenden Films. In dem Fall eines Films mit einem vergleichsweise niedrigen Al-Gehalt oder einem vergleichsweise hohen Cr-Gehalt wird aufgrund des vorstehend genannten Assimilierungseffekts, der zur Natriumchloridstruktur beiträgt, eine vergleichsweise niedrige Vorspannung geeignet sein. Wenn der Al-Gehalt weniger als etwa 65 Atom-% oder der Cr-Gehalt mehr als etwa 25 Atom-% beträgt, kann ein Einschicht-Film mit Natriumchloridstruktur selbst dann erhalten werden, wenn die Vorspannung 70 V oder weniger beträgt.
Erfindungsgemäß sollte die Substrattemperatur zum Zeitpunkt der Filmbildung im Bereich von 300 bis 800°C liegen. Dies hängt mit der Spannung des resultierenden Films zusammen.
Die 7 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Substrattemperatur und der Restspannung des resultierenden Films zeigt, der die Zusammensetzung (Ti_0,1Al_0,7Cr_0,2)N aufweist. Der Film wurde unter den folgenden Bedingungen gebildet. Lichtbogenstrom: 100 A, Vorspannung für das Substrat: 150 V und Stickstoffgasdruck: 2,66 Pa.
Aus der 7 ist ersichtlich, dass die Restspannung in der resultierenden Hartstoffschicht mit zunehmender Substrattemperatur abnimmt. Der resultierende Film mit einer übermäßigen Restspannung weist eine schlechte Haftung auf und neigt zu einem Ablösen. Folglich sollte die Substrattemperatur 300°C oder mehr, vorzugsweise 400°C oder mehr betragen. Andererseits ist die Restspannung umso geringer, je höher die Substrattemperatur ist. Ein Film mit einer übermäßig geringen Restspannung weist jedoch eine schlechte Druckfestigkeit auf und ist somit bezüglich der Erhöhung des Widerstands des Substrats im Hinblick auf ein Biegen weniger effektiv. Sie verursacht auch eine thermische Veränderung des Substrats aufgrund der hohen Temperatur. Folglich sollte die Substrattemperatur 800°C oder weniger, vorzugsweise 700°C oder weniger betragen.
In dem Fall, bei dem das Substrat zementiertes Carbid ist, ist die vorstehend genannte Substrattemperatur nicht speziell beschränkt. In dem Fall, bei dem das Substrat jedoch Hochleistungsschnellstahl (wie z.B. JIS-HSS und JIS-SKH51) und Warmarbeitsstahl (wie z.B. JIS-SKD11 und JIS-SKD61) ist, sollte die Substrattemperatur zum Zeitpunkt der Filmbildung niedriger als die Anlasstemperatur sein, so dass das Substrat dessen mechanische Eigenschaften beibehält. Die Anlasstemperatur variiert abhängig von dem Substratmaterial; sie beträgt etwa 550 bis 570°C für JIS-SKH51, 550 bis 680°C für JIS-SKD61 und 500 bis 530°C für JIS-SKD11. Die Substrattemperatur sollte niedriger sein als die Anlasstemperatur, vorzugsweise um etwa 50°C niedriger sein als die Anlasstemperatur.
Erfindungsgemäß sollte der Film vorzugsweise so ausgebildet werden, dass das Reaktionsgas einen Partialdruck oder Gesamtdruck im Bereich von 0,5 Pa bis 7 Pa aufweist. Der Druck des Reaktionsgases wird als „Partialdruck oder Gesamtdruck" ausgedrückt, da das Reaktionsgas ein Hilfsgas enthalten kann oder nicht. Das Reaktionsgas ohne Hilfsgas ist Stickstoff oder Methan, das Elemente enthält, die für den Film essentiell sind. Das Hilfsgas ist ein Edelgas, wie z.B. Argon. In dem Fall, bei dem der Film aus dem Reaktionsgas ohne Hilfsgas gebildet wird, ist es erforderlich, den Gesamtdruck des Reaktionsgases zu steuern. In dem Fall, bei dem der Film aus dem Reaktionsgas mit einem Hilfsgas gebildet wird, ist es erforderlich, die Gesamtdrücke sowohl des Reaktionsgases als auch des Hilfsgases zu steuern. Wenn der Partialdruck oder der Gesamtdruck des Reaktionsgases niedriger als 0,5 Pa ist, führt die Verdampfung durch den Lichtbogen zu einer großen Menge an Makroteilchen (die aus dem geschmolzenen Target resultieren), wodurch die Filmoberfläche rau gemacht wird, was für manche Anwendungen unerwünscht ist. Wenn andererseits der Partialdruck oder der Gesamtdruck des Reaktionsgases höher als 7 Pa ist, verteilt das Reaktionsgas verdampfte Teilchen aufgrund eines häufigen Zusammenstoßes, wodurch die Filmbildungsgeschwindig keit vermindert wird. Daher sollte der Partialdruck oder der Gesamtdruck des Reaktionsgases 1 Pa bis 5 Pa, vorzugsweise 1,5 Pa bis 4 Pa betragen.
In der vorliegenden Erfindung wird das AIP-Verfahren zur Filmbildung verwendet und wurde vorstehend erläutert. Das Filmbildungsverfahren ist nicht auf AIP beschränkt. Jedwedes Verfahren kann verwendet werden, so lange es die Metallelemente und das Reaktionsgas effizient in ein Plasma umwandelt. Solche zusätzlichen Verfahren umfassen das Pulssputtern und die Stickstoffionenstrahl-unterstützte Abscheidung.
Die erfindungsgemäße Hartstoffschicht kann durch ein Dampfphasenbeschichten, wie z.B. ein Ionenplattieren und Sputtern, bei dem ein Target verdampft oder ionisiert wird, so dass ein Film auf dem Substrat gebildet wird, effektiv hergestellt werden, wie es vorstehend erwähnt worden ist. Jedwedes Target, das gewünschte Eigenschaften nicht aufweist, ermöglicht zum Zeitpunkt der Filmbildung keine stabile Entladung. Daher weist der resultierende Film eine schlechte Einheitlichkeit der Zusammensetzung auf. Die Untersuchungen der Erfinder der vorliegenden Erfindung bezüglich der Eigenschaften des Targets, die für die Hartstoffschicht mit einer guten Verschleißfestigkeit erforderlich sind, ergaben folgendes.
Als erstes sollte das Target eine relative Dichte von nicht unter 95% aufweisen. Diese Bedingung ist notwendig, um zum Zeitpunkt der Filmbildung eine stabile Entladung bereitzustellen und die erfindungsgemäße Hartstoffschicht effizient zu erzeugen. Bei einer relativen Dichte von unter 95%, weist das Target einen groben Abschnitt wie z.B. Mikroporen in der Legierungskomponente auf. Ein Target mit einer solchen Legierungskomponente verdampft nicht einheitlich und folglich variiert der resultierende Film bezüglich der Zusammensetzung und der Dicke. Darüber hinaus werden poröse Abschnitte lokal und schnell verbraucht, wodurch die Lebensdauer des Targets vermindert wird. Ein Target mit einer großen Anzahl von Hohlräumen wird nicht nur schnell verbraucht, sondern reißt auch aufgrund eines Festigkeitsverlusts. Die relative Dichte des Targets sollte vorzugsweise 96% oder mehr, mehr bevorzugt 98% oder mehr betragen.
Auch wenn ein Target eine relative Dichte von nicht unter 95% aufweist, ergibt es gegebenenfalls keinen guten Film (aufgrund einer instabilen Entladung), wenn es große Hohlräume aufweist. Es ist bekannt, dass ein Target mit Hohlräumen mit einem Radius von mehr als 0,5 mm keine kontinuierliche Filmbildung erlaubt, da die Lichtbogenentladung durch die verdampfende oder ionisierende Legierungskomponente unterbrochen wird. Die Untersuchungen der Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gezeigt, dass die Entladung instabil ist, wenn auch nicht unterbrochen wird, wenn Hohlräume vorliegen, die einen Radius von nicht weniger als 0,3 mm aufweisen. Daher ist es für eine stabile Entladung und eine effiziente zufrieden stellende Filmbildung bevorzugt, dass Hohlräume in einem Target einen Radius von weniger als 0,3 mm, vorzugsweise einen Radius von 0,2 mm oder weniger aufweisen sollten.
Bei dem Dampfphasenbeschichten mit dem AIP-Verfahren bestimmt die Zusammensetzung des verwendeten Targets die Zusammensetzung des gebildeten Films. Daher ist es bevorzugt, dass die Zusammensetzung des Targets mit der Zusammensetzung des vorgesehenen Films identisch ist. Um die erfindungsgemäße Hartstoffschicht mit hervorragender Verschleißfestigkeit zu erhalten, ist es erforderlich, ein Target zu verwenden, das die Zusammensetzung
(Ti_1-x-y-z-w, Al_x, Cr_y, Si_z, B_w)
0,5 ≤ x ≤ 0,8, 0,06 ≤ y, 0 ≤ z ≤ 0,1, 0 ≤ w ≤ 0,1,
0 ≤ z + w ≤ 0,1, x + y + z + w < 1
(wobei x, y, z und w jeweils die Atomverhältnisse von Al, Cr, Si und B darstellen. Dies gilt auch nachstehend) aufweist.
In dem Fall, bei dem die Hartstoffschicht Si und B nicht enthalten sollte, sollten die Werte von x, y, z und w vorzugsweise in dem nachstehend definierten Bereich liegen.
0,02 ≤ 1 – x – y ≤ 0,30, 0,55 ≤ x ≤ 0,765, 0,06 ≤ y, z + w = 0, oder
0,02 ≤ 1 – x – y ≤ 0,175, 0,765 ≤ x, 4(x – 0,75) ≤ y, z + w = 0.
Zusätzlich zur Erfüllung der vorstehend genannten Anforderungen bezüglich der Zusammensetzung sollte das Target eine einheitliche Verteilung der Zusammensetzung aufweisen. Ansonsten weist die resultierende Hartstoffschicht eine mangelnde Einheitlichkeit der Verteilung der Zusammensetzung auf und variiert somit bezüglich der Verschleißfestigkeit von einem Teil zum nächsten. Darüber hinaus weist ein Target mit einer variierenden Verteilung der Zusammensetzung den Mangel einer lokalen Variation der elektrischen Leitfähigkeit und des Schmelzpunkts auf. Dies führt zu einer instabilen Entladung und somit zu einem schlechten Film. Folglich sollte das Target der vorliegenden Erfindung eine einheitliche Verteilung der Zusammensetzung aufweisen, deren Variation innerhalb von 0,5 Atom-% liegt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben auch untersucht, wie der Entladungszustand zum Zeitpunkt der Filmbildung abhängig von der Menge der unvermeidlichen Verunreinigungen (wie z.B. Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium), die aus dem Ausgangsmaterial oder der Atmosphäre, in der das Target hergestellt wird, in das Target eindringen, variiert.
Als Ergebnis wurde gefunden, dass ein Target, das Sauerstoff, Wasserstoff und Chlor in großen Mengen enthält, diese Gase explosionsartig freisetzt, was zu einer instabilen Entladung und im schlechtesten Fall zu einem Brechen führt, wodurch die Filmbildung unmöglich wird. Daher ist es bevorzugt, dass das Target Sauerstoff, Wasserstoff und Chlor in einer beschränkten Menge von nicht mehr als 0,3 Masse-%, 0,05 Masse-% bzw. 0,2 Masse-% enthält. Der bevorzugte Gehalt von Sauerstoff, Wasserstoff und Chlor sollte nicht mehr als 0,2 Masse-%, 0,02 Masse-% bzw. 0,15 Masse-% betragen.
Kupfer und Magnesium sind ebenfalls schädliche Verunreinigungen, da sie flüchtiger sind (einen höheren Dampfdruck aufweisen) als Ti, Al, Cr, Si und B, die das Target der vorliegenden Erfindung bilden. Wenn sie in großen Mengen enthalten sind, bilden sie zum Zeitpunkt der Filmbildung Hohlräume in dem Target und solche Hohlräume machen eine Entladung während der Filmbildung instabil. Daher sollte der Kupfergehalt in einem Target 0,05 Masse-% oder weniger, vorzugsweise 0,02 Masse-% oder weniger betragen. Der Magnesiumgehalt in einem Target sollte 0,03 Masse-% oder weniger, vorzugsweise 0,02 Masse-% oder weniger betragen.
Ein Weg zur Verminderung des Gehalts an Verunreinigungen, wie sie vorstehend angegeben worden sind, ist das Vakuumschmelzen eines Ausgangsmaterialpulvers oder das Mischen eines Ausgangsmaterialpulvers in einer sauberen Atmosphäre.
In der vorliegenden Erfindung ist das Verfahren zur Herstellung des Targets nicht festgelegt. Es gibt jedoch ein bevorzugtes Verfahren, das aus dem einheitlichen Mischen von Ausgangsmaterialpulvern in einem angemessenen Verhältnis unter Verwendung eines V-Mischers oder dergleichen und dann Unterziehen des resultierenden Gemischs einem CIP (isostatischen Kaltpressen) oder einem HIP (isostatischen Heißpressen) besteht. Das Ausgangsmaterialpulver ist aus Ti-Pulver, Cr-Pulver, Al-Pulver, Si-Pulver und B-Pulver, die eine angemessen eingestellte Teilchengröße aufweisen, zusammengesetzt. Andere Verfahren umfassen ein Heißextrudieren und ein Heißpressen bei extrem hohem Druck.
Obwohl es möglich ist, ein Target aus dem Mischpulver durch Heißpressen (HP) herzustellen, weist das resultierende Target keine ausreichend hohe relative Dichte auf, da Cr ein hochschmelzendes Metall ist. Anstelle des Herstellens eines Targets aus einem Mischpulver in der vorstehend beschriebenen Weise ist es auch möglich, ein Target aus einem im Vorhinein legierten Pulver durch CIP oder HIP oder durch Schmelzen und Verfestigen herzustellen. Das CIP oder HIP mit einem Legierungspulver bietet den Vorteil, dass das resultierende Target eine einheitliche Zusammensetzung aufweist. Es weist jedoch auch den Nachteil auf, dass das resultierende Target dazu neigt, eine niedrige relative Dichte aufzuweisen, da das Legierungspulver ein schlechtes Sintervrmögen aufweist. Das Verfahren, welches das Schmelzen und Verfestigen eines Legierungspulvers umfasst, bietet den Vorteil, dass das resultierende Target eine vergleichsweise einheitliche Zusammensetzung aufweist. Es weist jedoch den Nachteil auf, dass das resultierende Target zum Zeitpunkt der Verfestigung einer Rissbildung und einer Schrumpfhohlraumbildung unterliegt. Das Target der vorliegenden Erfindung kann nicht einfach erhalten werden.
Die Erfindung wird unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele, die den Schutzbereich der Erfindung nicht beschränken sollen, detaillierter erläutert.
Beispiel 1 (Referenzbeispiel)
Ein Target aus einer Legierung, die aus Ti, Cr und Al zusammengesetzt war, wurde auf der Kathode der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung montiert. Ein Substrat wurde auf dem Halter montiert. Das Substrat ist ein Span aus zementiertem Carbid, ein Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (Durchmesser 10 mm, mit zwei Kanten) oder ein Stück einer Platinfolie (0,1 mm dick). Die Kammer wurde auf einen Vakuumgrad von weniger als 3 × 10^–3 Pa evakuiert, während das Substrat mittels einer in der Kammer angeordneten Heizeinrichtung auf 400°C erhitzt wurde. An das Substrat wurde in einer Argonatmosphäre bei 0,66 Pa eine Vorspannung von 700 V angelegt, so dass das Substrat 10 min mit Argonionen gereinigt wurde. Anschließend wurde Stickstoffgas in die Kammer eingeführt. Bei einem bei 2,66 Pa gehaltenen Kammerdruck wurde zur Filmbildung ein Lichtbogenstrom von 100 A angelegt. Ein 4 μm dicker Film wurde auf der Oberfläche des Substrats gebildet. Ferner wurde eine Vorspannung von 150 V an das Substrat derart angelegt, dass das Substrat während der Filmbildung bezüglich des Erdpotenzials negativ gehalten wurde.
Nach dem Abschluss des Filmbildungsschritts wurde der resultierende Film bezüglich der Zusammensetzung der Metallkomponenten, der Kristallstruktur, der Vickers-Härte und der Oxidationsstarttemperatur untersucht. Die Vickers-Härte wurde unter Verwendung eines Mikrovickers-Testgeräts bei einer Belastung von 0,25 N für 15 s gemessen. Die Zusammensetzung von Ti, Cr und Al in dem Film wurde mittels EPMA bestimmt. Der Gehalt von Metallelementen und Verunreinigungselementen (wie z.B. O und C, ausschließlich N) in dem Film wurde ebenfalls mittels EPMA bestimmt. Es wurde gefunden, dass der Sauerstoffgehalt weniger als 1 Atom-% und der Kohlenstoffgehalt weniger als 2 Atom-% beträgt. Die Kristallstruktur des Films wurde mittels Röntgenbeugung identifiziert. Die Oxidationsstarttemperatur wurde wie folgt unter Verwendung der Platinprobe gemessen. Die Platinprobe wurde in trockener Luft ausgehend von Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 5°C/min unter Verwendung einer Thermowaage erhitzt. Die Temperatur, bei der die Gewichtsänderungen gemessen werden, wird als die Oxidationsstarttemperatur angesehen. Der Wert in dem vorstehend genannten Ausdruck (4) wurde durch Messen der Intensität von Peaks aufgrund der jeweiligen Kristallebenen durch die Verwendung eines Röntgendiffraktometers mit der Cu Kα-Linie erhalten. Die Tabelle 1 zeigt die so erhaltenen Ergebnisse (einschließlich der Zusammensetzung des Films, der Kristallstruktur, der Vickers-Härte, der Oxidationsstarttemperatur und des Werts des Ausdrucks (4)). Tabelle 1

* B1 stellt die Natriumchloridstruktur dar und Hex stellt die ZnS-Struktur dar.

Aus der Tabelle 1 ist ersichtlich, dass die Proben von TiAlN (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) in den Experimenten Nr. 21, 22 und 23 eine Filmhärte von 2700 bis 3050 und eine Oxidationsstarttemperatur von 800 bis 850°C aufweisen. Sie weisen jedoch nicht sowohl eine verbesserte Filmhärte als auch eine verbesserte Oxidationsstarttemperatur auf. Im Gegensatz dazu weisen die Proben der Experimente Nr. 1 bis 17 eine hohe Vickers-Härte und auch eine hohe Oxidationsstarttemperatur auf.
Die Zusammensetzung für die Metallkomponenten Ti, Al und Cr in dem (Ti, Al, Cr)N-Film ist in der 8 gezeigt. Jede Zusammensetzung ist durch die Probennummer (1 bis 27) angegeben. Die Proben Nr. 1 bis 17 (die mit
,
und
bezeichnet sind) weisen sowohl eine große Härte als auch eine hohe Oxidationsstarttemperatur auf, die für TiAlN (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) charakteristisch sind. Insbesondere weisen die Proben Nr. 3 bis 5 (die mit
bezeichnet sind) eine hohe Oxidationsstarttemperatur auf, die nahezu mit derjenigen von TiAlN (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) vergleichbar ist, und sie weisen auch eine sehr große Härte auf. Die Proben Nr. 15 bis 17 weisen eine Härte auf, die zu der größten Härte von TiAlN (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) äquivalent ist, sowie auch eine hohe Oxidationsstarttemperatur.
Die Proben Nr. 6 bis 9 und 10 bis 14 (die mit
bezeichnet sind) weisen die größte Härte und die höchste Oxidationsstarttemperatur auf, die mit dem herkömmlichen TiAlN-Film (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) nie erreicht wurden. Sie zeigen eine bessere Verschleißfestigkeit als der herkömmliche TiAlN-Film (0,56 ≤ Al ≤ 0,75).
Im Gegensatz dazu zeigen die Proben Nr. 18 bis 20 und 24 bis 27 (die mit O bezeichnet sind), die eine Zusammensetzung aufweisen, die außerhalb des in der vorliegenden Erfindung angegebenen Bereichs liegt, nicht gleichzeitig eine große Härte und eine hohe Oxidationsstarttemperatur auf. Sie sind zu dem herkömmlichen TiAlN-Film (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) äquivalent oder schlechter als dieser und somit wird nicht erwartet, dass sie eine bessere Verschleißfestigkeit als der herkömmliche TiAlN-Film (0,56 ≤ Al ≤ 0,75) aufweisen.
Beispiel 2 (Referenzbeispiel)
Die Proben Nr. 1, 4, 7, 11, 16, 18, 19, 22, 24 und 27 im Beispiel 1, bei denen es sich um Schaftfräser handelt, die mit der Hartstoffschicht beschichtet sind, wurden durch Schneiden mehrerer Werkstücke aus abgeschrecktem JIS-SKD61 (HRC50) bezüglich der Verschleißfestigkeit unter den folgenden Bedingungen getestet.
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Vorschubgeschwindigkeit: 0,07 mm/Kante
Schnitttiefe: 5 mm
„Pick"-Vorschub: 1 mm
Schneidöl: Nur Luftstrom
Schneidrichtung: Schneiden nach unten
Nach dem Schneiden über eine Länge von 20 m wurde die Schneidkante des Schaftfräsers unter einem optischen Mikroskop untersucht, um die Verschleißbreite zu messen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Aus der Tabelle 2 ist ersichtlich, dass die Proben der Schaftfräser Nr. 1, 4, 7, 11 und 16 bezüglich der Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) den Proben Nr. 18, 19, 22, 24 und 27, die mit dem Film beschichtet sind, der die Anforderungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllt, überlegen sind.
Beispiel 3
Ein Target aus einer Legierung, die aus Ti, Cr, Al und Si zusammengesetzt war, wurde auf der Kathode der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung montiert. Ein Substrat wurde auf dem Halter montiert. Das Substrat ist ein Span aus zementiertem Carbid, ein Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (Durchmesser 10 mm, mit vier Kanten) oder ein Stück einer Platinfolie (0,2 mm dick). Die Kammer wurde auf einen Vakuumgrad von weniger als 3 × 10^–3 Pa evakuiert, während das Substrat mittels einer in der Kammer angeordneten Heizeinrichtung auf 550°C erhitzt wurde. Das Substrat wurde 10 min mit Argonionen gereinigt. Anschließend wurde Stickstoffgas oder ein Mischgas aus Stickstoff und Methan in die Kammer eingeführt. Bei einem bei 2,66 Pa gehaltenen Kammerdruck wurde zur Filmbildung ein Lichtbogenstrom von 100 A angelegt. Ein etwa 3 μm dicker Film wurde auf der Oberfläche des Substrats gebildet. Ferner wurde eine Vorspannung von 100 bis 200 V an das Substrat derart angelegt, dass das Substrat während der Filmbildung bezüglich des Erdpotenzials negativ gehalten wurde.
Nach dem Abschluss des Filmbildungsschritts wurde der resultierende Film bezüglich der Zusammensetzung der Metallkomponenten, der Kristallstruktur, der Vickers-Härte und der Oxidationsstarttemperatur untersucht. Die Zusammensetzung von Ti, Cr, Al und Si in dem Film wurde mitteis EPMA (mit korrigiertem Massenabsorptionskoeffizienten) bestimmt. Der Gehalt von Metallelementen und Verunreinigungselementen (wie z.B. O und C, ausschließlich N) in dem Film wurde ebenfalls mittels EPMA bestimmt. Es wurde gefunden, dass der Sauerstoffgehalt weniger als 1 Atom-% und der Kohlenstoffgehalt weniger als 2 Atom-% beträgt (in dem Fall, bei dem Methan nicht als Film-bildendes Gas verwendet wurde). Der resultierende Film wurde bezüglich der Kristallstruktur, der Vickers-Härte (bei einer Belastung von 0,25 N) und der Oxidationsstarttemperatur in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 untersucht. Die Tabelle 3 zeigt die so erhaltenen Ergebnisse (einschließlich der Zusammensetzung des Films, der Kristallstruktur, der Vickers-Härte, der Oxidationsstarttemperatur und des Werts des Ausdrucks (4)). Tabelle 3

* B1 stellt die Natriumchloridstruktur dar und Hex stellt die ZnS-Struktur dar.

Aus der Tabelle 3 ist ersichtlich, dass die Probe von TiAlSiN (0,05 ≤ Al ≤ 0,75) im Experiment Nr. 1 weder eine verbesserte Härte noch eine verbesserte Oxidationsstarttemperatur aufwies. Es sollte auch beachtet werden, dass die Proben Nr. 2, 3, 4 und 6, welche die Anforderungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen, entweder bezüglich der Filmhärte oder der Oxidationsstarttemperatur schlecht sind. Im Gegensatz dazu weisen die Proben der Experimente Nr. 5 und 7 bis 17, welche die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufweisen, eine große Vickers-Härte und auch eine hohe Oxidationsstarttemperatur auf.
Beispiel 4
Die Proben Nr. 3, 5, 8, 10, 12, 15 und 16 im Beispiel 3, bei denen es sich um Schaftfräser handelt, die mit der Hartstoffschicht beschichtet sind, wurden durch Schneiden mehrerer Werkstücke aus abgeschrecktem JIS-SKD61 (HRC50) bezüglich der Verschleißfestigkeit unter den folgenden Bedingungen getestet.
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Vorschubgeschwindigkeit: 0,05 mm/Kante
Schnitttiefe: 5 mm
„Pick"-Vorschub: 1 mm
Schneidöl: Nur Luftstrom
Schneidrichtung: Schneiden nach unten
Nach dem Schneiden über eine Länge von 30 m wurde die Schneidkante des Schaftfräsers unter einem optischen Mikroskop untersucht, um die Verschleißbreite zu messen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Aus der Tabelle 4 ist ersichtlich, dass die Proben der Schaftfräser Nr. 5, 8, 10, 12, 15 und 16, die mit dem Film beschichtet sind, der die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllt, bezüglich der Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) der Probe Nr. 3, die mit dem Film beschichtet ist, der die Anforderungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllt, überlegen sind.
Beispiel 5 (Referenzbeispiel)
Unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (9 Atom-%), Cr (19 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war, wurde ein Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) mit einem Film aus TiCrAlN (mit variierender Dicke gemäß Tabelle 5) in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 beschichtet, mit der Ausnahme, dass die Länge der Filmbildungszeit verändert wurde. Es wurde die in der 4 gezeigte Verdampfungsquelle verwendet. Die Metallkomponenten des Films wurden mittels EPMA analysiert. Es wurde gefunden, dass die Zusammensetzung Ti: 10 Atom-%, Cr: 20 Atom-% und Al: 70 Atom-% war. Der beschichtete Schaftfräser wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit mit einem Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5

Anmerkung: Nach dem Schneiden über eine Länge von 15 m brach die Kante.

Aus der Tabelle 5 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 5, die eine angemessene Filmdicke gemäß der vorliegenden Erfindung aufweisen, eine gute Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) zeigen. Die Probe Nr. 6, die eine geringe Filmdicke aufweist, weist eine schlechte Verschleißfestigkeit auf. Die Probe Nr. 7, die eine übermäßige Filmdicke aufweist, brach während des Schneidens.
Beispiel 6 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten wurde auf einem Substrat (einem Span aus zementiertem Carbid, einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) oder einem Stück einer Platinfolie (0,1 mm dick)), das auf dem Halter in der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung angeordnet ist, unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (13 Atom-%), Cr (15 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war, durchgeführt. Bei evakuierter Vakuumkammer wurde das Substrat mittels einer in der Kammer angeordneten Heizeinrichtung auf 550°C erhitzt. Ein Mischgas aus Stickstoff und Methan wurde in die Kammer derart eingeführt, dass der Druck in der Kammer bei 2,66 Pa gehalten wurde. Ein Lichtbogenstrom von 100 A wurde zur Filmbildung angelegt. Auf dem Substrat wurde ein (TiAlCr)(CN)-Film (3 μm dick) gebildet. Während der Filmbildung wurde eine Vorspannung von 150 V an das Substrat angelegt, so dass es bezüglich des Erdpotenzials negativ gehalten wurde. Die anderen Filmbildungsbedingungen sind mit denjenigen des Beispiels 1 identisch. Nach dem Abschluss des Filmbildungsschritts wurde der resultierende Film bezüglich der Zusammensetzung der Metallkomponenten, der Oxidationsstarttemperatur und der Verschleißfestigkeit untersucht. Die Zusammensetzung von Ti, Al und Cr in dem Film wurde mit tels EPMA bestimmt. Der Gehalt von Metallelementen und Verunreinigungselementen (ausschließlich C und N) in dem Film wurde ebenfalls mittels EPMA bestimmt. Es wurde gefunden, dass der Sauerstoffgehalt weniger als 1 Atom-% beträgt. Die Oxidationsstarttemperatur wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 gemessen. Der beschichtete Schaftfräser wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit durch einen Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6

Target: TiAlCr (Ti:Al:Cr = 13:72:15)

Aus der Tabelle 6 ist ersichtlich, dass die Schaftfräserproben Nr. 1 bis 3 in dem Schneidtest eine höhere Oxidationsstarttemperatur und eine bessere Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) aufweisen als die Schaftfräserprobe Nr. 4, die mit einem (TiAlCr)(CN)-Film, der C und N in einem Verhältnis außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs enthält, beschichtet ist.
Beispiel 7
Ein Filmbeschichten (etwa 3,5 μm dick) wurde auf Substraten unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung durchgeführt. Die Substrate, die Zusammensetzung des Films und die Zusammensetzung der Legierungstargets sind nachstehend gezeigt.
Substrate:

Späne aus zementiertem Carbid (zur Messung der Zusammensetzung)
Einmaleinsätze aus zementiertem Carbid (Typ: CNMG120408, CNMG432, mit Spanbrecher)

Zusammensetzung des Films:

TiCrAlN*
TiCrAlSiN
TiAlN*
* Referenzbeispiel

Zusammensetzung der Legierungstargets:

Ti: 10 Atom-%, Cr: 18 Atom-%, Al: 72 Atom-%
Ti: 12 Atom-%, Cr: 15 Atom-%, Al: 70 Atom-%, Si: 3 Atom-%
Ti: 50 Atom-%, Al: 50 Atom-%

Die an das Substrat angelegte Vorspannung betrug 200 V für den TiCrAlN-Film und den TiCrAlSiN-Film und 50 V für den TiAlN-Film. Die Filmbildungsbedingungen waren mit denjenigen im Beispiel 1 identisch, mit der Ausnahme, dass die Substrattemperatur 550°C, der Lichtbogenstrom 150 A und der Druck des Reaktionsgases (Stickstoffgas) 2,66 Pa betrugen.
Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der resultierende Film bezüglich der Verschleißfestigkeit und der Zusammensetzung wie folgt untersucht. Die Verschleißfestigkeit wurde durch Drehen mit dem Einmaleinsatz aus zementiertem Carbid unter den folgenden Bedingungen gemessen. Die Verschleißfestigkeit wird als Flankenverschleiß (Vb, Vb_max) bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 7 gezeigt.
Schneidbedingungen:

Werkstück: S45C (roh)
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Vorschubgeschwindigkeit: 0,2 mm/Umdrehung
Schnitttiefe: 1,5 mm
Weitere Merkmale: Trockenschneiden, kontinuierliches Drehen
Schnittlänge: 12000 m nach 60 min

Mittels EPMA-Analyse wurde gefunden, dass der resultierende Film die Zusammensetzung (Ti_0,1Cr_0,22Al_0,68)N, (Ti_0,14Cr_0,15Al_0,68Si_0,03)N und (Ti_0,54Al_0,46)N aufwies. Es wurde auch gefunden, dass der resultierende Film etwas weniger Al als das verwendete Target enthielt. Das Atomverhältnis von Metallelementen und Stickstoffatomen in den Filmen lag im Bereich von 0,9 bis 1,1. Tabelle 7

* Referenzbeispiele

Aus der Tabelle 7 ist ersichtlich, dass der Beschichtungsfilm, der die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllt, eine hervorragende Verschleißfestigkeit aufweist, wie es durch den kleinen Flankenverschfeiß Vb und Vb_max gezeigt wurde (der etwa ein Viertel des Flankenverschleißes der Vergleichsprobe beträgt).
Beispiel 8
Die Filmbeschichtung wurde auf einem Substrat, nämlich auf einem Span aus zementiertem Carbid oder einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit vier Kanten), der auf dem Halter in der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung angeordnet ist, unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die verschiedenartig aus Ti, Cr, Al und B zusammengesetzt ist, durchgeführt. Mit der auf 2,66 Pa evakuierten Vakuumkammer wurde zur Filmbildung ein Lichtbogenstrom von 150 A angelegt, so dass die Oberfläche des Substrats mit einem etwa 3 μm dicken (TiAlCrB)N-Film mit der in der Tabelle 8 gezeigten Zusammensetzung beschichtet wurde. Während der Filmbildung wurde an das Substrat eine Vorspannung von 150 V angelegt, so dass sie bezüglich des Erdpotenzials negativ gehalten wurde. Die weiteren Filmbildungsbedingungen sind mit denjenigen von Beispiel 3 identisch. Der resultierende Film wurde mittels EPMA bezüglich des Zusammensetzungsverhältnisses von Ti, Al, Cr und B untersucht. Der Gehalt von Metallelementen und Verunreinigungselementen, wie z.B. O (auschließlich N) in dem Film wurde ebenfalls mittels EPMA bestimmt. Es wurde gefunden, dass der Sauerstoffgehalt weniger als 1 Atom-% beträgt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 gezeigt.
Tabelle 8
Aus der Tabelle 8 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 3, die mit einem Film beschichtet sind, der B in einer erfindungsgemäßen Menge enthält, bei dem Schneidtest verglichen mit der Probe Nr. 4 eine höhere Oxidationsstarttemperatur und eine bessere Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) aufweisen. Es ist ersichtlich, dass eine Hartstoffschicht mit einer guten Verschleißfestigkeit selbst dann erhalten wird, wenn sie B in einer erfindungsgemäßen Menge enthält.
Beispiel 9 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten wurde mit einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) als Substrat unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (9 Atom-%), Cr (19 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war, in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 durchgeführt. Mehrere (Ti, Al, Cr)N-Filme mit variierender Kristallorientierung wurden bei variierter Vorspannung und Filmbildungstemperatur gebildet. Auch mehrere (Ti, Al, Cr)(CN)-Filme mit variierendem Verhältnis von C und N wurden unter Verwendung eines Mischgases aus Stickstoff und Methan als Film-bildendes Gas gebildet. Ferner wurden mehrere Schichtfilme gebildet, die aus einem (Ti, Al, Cr)N-Film und einem Ti₅₀Al₅₀N-Film zusammengesetzt waren. Die Probe Nr. 8 in der Tabelle 9 ist ein Schichtfilm, der aus einem (Ti, Al, Cr)(CN)-Film und einem Ti₅₀Al₅₀N-Film zusammengesetzt ist, die aufeinander folgend auf der Oberfläche des Schaftfräsers aus zementiertem Carbid ausgebildet wurden. Die Probe Nr. 9 in der Tabelle 9 ist ein Schichtfilm, der aus zehn (Ti, Al, Cr)(CN)-Filmen und zehn Ti₅₀Al₅₀N-Filmen zusammengesetzt ist, die abwechselnd auf der Oberfläche des Schaftfräsers aus zementiertem Carbid ausgebildet worden sind. Der Schichtfilm wies eine Gesamtdicke von etwa 3 μm auf. Die resultierenden Proben wurden bezüglich der Verschleißfestigkeit durch Schneiden in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 untersucht. Die Verschleißfestigkeit wurde als Verschleißbreite bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 9 gezeigt.
Tabelle 9
Aus der Tabelle 9 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 3, 6 und 7 bezüglich der Verschleißfestigkeit überlegen sind, wie es durch die große Verschleißbreite gezeigt ist.
Beispiel 10 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten wurde mit einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) oder einem Span aus zementiertem Carbid unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (10 Atom-%), Cr (18 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war, durchgeführt. Ein etwa 3 μm dicker (Ti, Al, Cr)N-Film wurde auf dem Substrat unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung gebildet, wobei die Vorspannung, die Substrattemperatur und der Stickstoffgasdruck gemäß den Tabellen 10 und 11 variierten. Der Lichtbogenstrom zum Zeitpunkt der Filmbildung betrug 150 A und die anderen Bedingungen waren mit denjenigen im Beispiel 1 identisch.
Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der Beschichtungsfilm bezüglich der Metallzusammensetzung, der Kristallstruktur, der Kristallorientierung, der Röntgenbeugung, der Vickers-Härte und der Verschleißfestigkeit untersucht. (Die Daten der Röntgenbeugung umfassen den Beugungswinkel und die Halbwertsbreite der Peaks aufgrund der (111)-Ebene der Natriumchloridstruktur.) Die Röntgendiffraktometrie wurde mit dem θ-2θ-Verfahren mit der Cu Kα-Linie durchgeführt. Die Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) durch den Schneidtest wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 gemessen. Die Zusammensetzung der Metallkomponenten in dem Beschichtungsfilm wurde mittels EPMA analysiert. Gemäß der Tabelle 11 wurde gefunden, dass die Zusammensetzung abhängig von den Filmbildungsbedingungen geringfügig wie folgt fluktuiert.
Ti: 10 bis 12 Atom-%, Cr: 20 bis 23 Atom-% und Al: 66 bis 68 Atom-%.
Die Ergebnisse dieses Beispiels sind in den Tabellen 10 und 11 zusammengefasst. Quantitative Analysen mittels EPMA bezüglich der Metallelemente und Verunreinigungselemente in dem Beschichtungsfilm zeigen, dass die Menge an Sauerstoff und Kohlenstoff weniger als 1 Atom-% bzw. weniger als 2 Atom-% beträgt, und dass das Atomverhältnis der gesamten Metallelemente zu Stickstoff 0,9 bis 1,1 beträgt.
Tabelle 11
Aus den Tabellen 10 und 11 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 6, 9 bis 12 und 15 bis 17, die bei einer angemessen eingestellten Vorspannung, einem angemessen eingestellten Reaktionsgasdruck und einer angemessen eingestellten Substrattemperatur hergestellt worden sind, bezüglich der Härte und der Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) den Proben Nr. 7, 8, 13, 14 und 18 überlegen sind. Folglich weist der resultierende Film eine hervorragende Verschleißfestigkeit auf.
Beispiel 11
Ein Filmbeschichten wurde mit einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit vier Kanten), einem Span aus zementiertem Carbid und einem Stück einer Platinfolie (0,1 mm dick) unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (12 Atom-%), Cr (15 Atom-%), Al (70 Atom-%) und Si (3 Atom-%) zusammengesetzt war, durchgeführt. Ein etwa 3 μm dicker (Ti, Cr, Al, Si)N-Film wurde auf dem Substrat unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung gebildet, wobei die Vorspannung, die Substrattemperatur und der Stickstoffgasdruck gemäß den Tabellen 12 und 13 variierten. Der Lichtbogenstrom zum Zeitpunkt der Filmbildung betrug 150 A und die anderen Bedingungen waren mit denjenigen im Beispiel 3 identisch.
Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der Beschichtungsfilm bezüglich der Metallzusammensetzung, der Kristallstruktur, der Kristallorientierung, der Röntgenbeugung, der Vickers-Härte und der Verschleißfestigkeit untersucht. (Die Daten der Röntgenbeugung umfassen den Beugungswinkel und die Halbwertsbreite der Peaks aufgrund der (111)-Ebene der Natriumchloridstruktur.) Die Röntgendiffraktometrie wurde mit dem θ-2θ-Verfahren mit der Cu Kα-Linie durchgeführt. Die Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) durch den Schneidtest wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 4 gemessen. Die Zusammensetzung der Metallkomponenten in dem Beschichtungsfilm wurde mittels EPMA analysiert. Es wurde gefunden, dass die Oxidationsstarttemperatur des Films, der auf der Platinfolie gebildet worden ist, höher als 1100°C war.
Tabelle 13
Aus den Tabellen 12 und 13 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 8, 11, 12 und 15 bis 17, die bei einer angemessen eingestellten Vorspannung, einem angemessen eingesteilten Reaktionsgasdruck und einer angemessen eingestellten Substrattemperatur gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt worden sind, bezüglich der Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) den Proben Nr. 9, 10, 13, 14 und 18 überlegen sind. Dies legt nahe, dass der Beschichtungsfilm die gewünschte Kristallorientierung, den gewünschten Beugungswinkel und die gewünschte Halbwertsbreite aufweist, wenn die Filmbildungsbedingungen erfindungsgemäß eingestellt werden. Folglich weist der resultierende Film eine hervorragende Verschleißfestigkeit auf.
Beispiel 12 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten wurde mit einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (10 Atom-%), Cr (18 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war, durchgeführt. Ein Mehrschichtfilm aus Metallnitrid, -carbid, -carbonitrid oder Metall gemäß der Tabelle 14 wurde auf dem Substrat unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung (mit zwei Verdampfungsquellen) gebildet. Der Lichtbogenstrom wurde von 100 A bis 150 A variiert, der Druck des Reaktionsgases (Stickstoff oder ein Gemisch aus Stickstoff und Methan) wurde von 0 Pa (für einen Metallfilm) bis 2,66 Pa variiert, die Vorspannung, die an das Substrat angelegt wurde, wurde von 30 V bis 150 V gemäß der Art des Films variiert, und die Substrattemperatur wurde bei 550°C gehalten, wobei die weiteren Bedingungen mit denjenigen von Beispiel 1 identisch waren. Der Mehrschichtfilm wurde durch Wiederholen einer abwechselnden Beschichtung mit Film-1 und Film-2 (in der Tabelle 14 angegeben) von den zwei Verdampfungsquellen gebildet. Die Anzahl der Schichten, die in der Tabelle 14 gezeigt ist, wird so gezählt, dass „Film-1 + Film-2" als eine Einheit betrachtet wird. Die Gesamtdicke des Mehrschichtfilms betrug etwa 3 μm. Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der Beschichtungsfilm bezüglich der Verschleißfestigkeit durch den Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 14 gezeigt. Tabelle 14

* Aus einem TiAlCrN-Target (Ti:Al:Cr = 10:72:18) gebildet.
** Direkt auf dem Substrat gebildet.

Beispiel 13
Um den Effekt des Mehrschichtfilms zu zeigen, wurde eine Beschichtung mit einem Ti_0,5Al_0,5N- oder Ti(C_0,5N_0,5)-Film auf dem Beschichtungsfilm (erfindungsgemäß) von jeder der Schaftfräserproben Nr. 3, 5, 8, 10 und 12 des Beispiels 3 hergestellt. Die Beschichtung mit zwei Filmen wurde abwechselnd wiederholt. Die Art des Films und die Anzahl der Schichten sind in der Tabelle 15 gezeigt. Die Gesamtdicke des Mehrschichtfilms betrug etwa 3 μm. Der so erhaltene Beschichtungsfilm wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit mit einem Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 4 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 15 gezeigt. Tabelle 15

* Referenzbeispiel

Aus der Tabelle 15 ist ersichtlich, dass der Mehrschicht-Beschichtungsfilm (in den Proben Nr. 5, 8, 10 und 12) eine bessere Verschleißfestigkeit (im Hinblick auf die Verschleißbreite) zeigt als die Probe Nr. 3, so lange jede Schicht den Anforderungen der vorliegenden Erfindung genügt.
Beispiel 14
Ein Filmbeschichten wurde mit einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit vier Kanten) unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung, die aus Ti (12 Atom-%), Cr (15 Atom-%), Al (70 Atom-%) und Si (3 Atom-%) zusammengesetzt war, durchgeführt. Ein Mehrschichtfilm aus Metallnitrid, -carbid, -carbonitrid oder Metall gemäß der Tabelle 16 wurde auf dem Substrat unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung (mit zwei Verdampfungsquellen) gebildet. Der Lichtbogenstrom wurde von 100 A bis 150 A variiert, der Druck des Reaktionsgases (Stickstoff oder ein Gemisch aus Stickstoff und Methan) wurde von 0 Pa (für einen Metallfilm) bis 2,66 Pa variiert, die Vorspannung, die an das Substrat angelegt wurde, wurde von 30 V bis 150 V gemäß der Art des Films variiert, und die Substrattemperatur wurde bei 550°C gehalten, wobei die weiteren Bedingungen mit denjenigen von Beispiel 3 identisch waren. Der Mehrschichtfilm wurde durch Wiederholen einer abwechselnden Beschichtung mit Film-1 und Film-2 (in der Tabelle 16 angegeben) von den zwei Verdampfungsquellen gebildet. Die Anzahl der Schichten, die in der Tabelle 16 gezeigt ist, wird so gezählt, dass „Film-1 + Film-2" als eine Einheit betrachtet wird. Die Gesamtdicke des Mehrschichtfilms betrug etwa 3 μm. Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der Beschichtungsfilm bezüglich der Verschleißfestigkeit durch den Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 4 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 16 gezeigt. Es wurde gefunden, dass der TiAlCrSiN-Film Metallelemente in einem Verhältnis von Ti: 13 Atom-%, Al: 68 Atom-%, Cr: 16 Atom-% und Si: 3 Atom-% enthielt. Tabelle 16

* Aus einem TiAlCrSiN-Target (Ti:Al:Cr:Si = 12:70:15:3) gebildet.
** Direkt auf dem Substrat gebildet.

Aus der Tabelle 16 ist ersichtlich, dass der Mehrschicht-Beschichtungsfilm (in den Proben Nr. 1 bis 12) eine gute Verschleißfestigkeit (bezüglich einer Verschleißbreite von weniger als 30 μm) zeigte, so lange jede Schicht den Anforderungen der vorliegenden Erfindung genügt.
Beispiel 15 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten wurde auf einem Span aus zementiertem Carbid oder einem Vierkantschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, mit zwei Kanten) unter Verwendung eines Targets aus einer Legierung durchgeführt, die aus Ti (9 Atom-%), Cr (19 Atom-%) und Al (72 Atom-%) zusammengesetzt war. Die Bedingungen der Filmbildung waren mit denjenigen im Beispiel 1 identisch, mit der Ausnahme, dass die Dauer der Filmbildung 30 min, der Lichtbogenstrom 100 A, die Substrattemperatur 500°C betrugen und die Vorspannung im Bereich von 50 bis 400 V variiert wurde, so dass das Substrat bezüglich des Erdpotenzials negativ gehalten wurde. Der resultierende Film wurde bezüglich der Kristallstruktur mittels Röntgenbeugung untersucht. Der beschichtete Span wurde zerbrochen und die Bruchfläche wurde unter einem Rasterelektronenmikroskop untersucht, um die Dicke des Beschichtungsfilms zu messen. Der Beschichtungsfilm wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit durch einen Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 untersucht. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 17 gezeigt. Die Analyse mittels EPMA ergab, dass der Beschichtungsfilm abhängig von der zum Zeitpunkt der Filmbildung angelegten Vorspannung aus Ti: 9 bis 11 Atom-%, Cr: 19 bis 21 Atom-% und Al: 68 bis 71 Atom-% zusammengesetzt ist. Tabelle 17

* B1 steht für die Natriumchloridstruktur und Hex steht für die ZnS-Struktur.

Aus der Tabelle 17 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 2 bis 5, die mit einer Vorspannung innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs hergestellt worden sind, die optimale Kristallstruktur und Filmdicke aufweisen. Im Gegensatz dazu weist die Probe Nr. 1, die mit einer Vorspannung hergestellt worden ist, die niedriger war als diejenige, die in der vorliegenden Erfindung festgelegt ist, eine Mischkristallstruktur aus B1 und Hex auf, und weist somit eine schlechte Verschleißfestigkeit auf. Auch die Proben Nr. 6 und 7, die mit einer Vorspannung hergestellt worden sind, die höher ist als sie erfindungsgemäß festgelegt ist, weisen einen dünnen Film auf. Diejenigen Proben, welche die Anforderungen (bezüglich der Vorspannung) der vorliegenden Erfindung erfüllten, wiesen eine hervorragende Verschleißfestigkeit auf.
Beispiel 16 (Referenzbeispiel)
Ein Filmbeschichten (mit einer Dicke von etwa 3 μm) wurde auf Substraten unter Verwendung der in der 2 gezeigten AIP-Vorrichtung durchgeführt. Die Substrate, die Zusammensetzung des Films und die Zusammensetzung der Legierungstargets sind nachstehend gezeigt.
Substrate:

Späne aus zementiertem Carbid oder Kugelschaftfräser aus zementiertem Carbid (10 mm Durchmesser, 5 mm Zentrumsradius, mit zwei Kanten)

Zusammensetzung des Films:

TiAlCrN*, TiAlN*, TiN* oder CrN*
* Referenzbeispiel

Zusammensetzung der Legierungstargets:

Ti: 10 Atom-%, Cr: 18 Atom-%, Al: 72 Atom-%; Ti: 50 Atom-%, Al: 50 Atom-%; reines Ti-Metall oder reines Cr-Metall.

Die an das Substrat angelegte Vorspannung betrug 150 V für den TiAlCrN-Film und 50 V für den TiAlN-Film oder den TiN-Film. Die Filmbildungsbedingungen waren mit denjenigen im Beispiel 1 identisch, mit der Ausnahme, dass die Substrattemperatur von 550°C bis 580°C variiert wurde, der Lichtbogenstrom 150 A und der Druck des Reaktionsgases (Stickstoffgas) 2,66 Pa betrugen.
Nachdem der Filmbildungsschritt abgeschlossen war, wurde der resultierende Film bezüglich der Zusammensetzung, der Vickers-Härte und der Verschleißfestigkeit untersucht. Die Verschleißfestigkeit wurde durch Schneiden unter den folgenden Bedingungen gemessen. Die Verschleißfestigkeit wird bezüglich der Verschleißbreite an der Spitze des Kugelschaftfräsers und der Verschleißbreite an der Grenze bewertet.
Schneidbedingungen:

Werkstück: S55C (mit einer Brinell-Härte von 220)
Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
Vorschubgeschwindigkeit: 0,05 mm/Kante
Schnitttiefe: 4,5 mm
„Pick"-Vorschub: 0,5 mm
Schnittlänge: 30 m

Mittels EPMA-Analyse wurde gefunden, dass der resultierende TiCrAlN-Film und der resultierende TiAlN-Film die Zusammensetzung (Ti_0,1Cr_0,22Al_0,68)N bzw. (Ti_0,54Al_0,46)N aufwiesen, wobei die Al-Menge etwas kleiner ist als in dem Legierungstarget. Das Atomverhältnis von Metallelementen und Stickstoffatomen in den Filmen lag im Bereich von 0,9 bis 1,1. Tabelle 18

*1: Target: TiAlCr (Ti:Al:Cr = 10:72:18).
*2 Target: TiAl (Ti:Al = 50:50).

Aus der Tabelle 18 ist ersichtlich, dass der Beschichtungsfilm bezüglich herkömmlichen TiAlN-, TiN- und CrN-Filmen überlegen ist, wie es durch das geringere Verschleißausmaß an der Spitze und an der Grenze in dem Schneidtest mit S55C (HB 220) gezeigt ist.
Beispiel 17 (Referenzbeispiel)
Eine Reihe von Experimenten wurde wie folgt durchgeführt, um zu sehen, wie die Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung durch die relative Dichte des Targets und den Gehalt an Verunreinigungen in dem Target beeinflusst wird. Targets, die jeweils die in der Tabelle 19 gezeigte Zusammensetzung aufweisen, wurden aus einem Gemisch aus Ti-Pulver, Cr-Pulver und Al-Pulver (alle unter 100 mesh) durch HIP (isostatisches Heißpressen) bei 900°C und 8 × 10⁷ Pa hergestellt. Die Zusammensetzung des Targets wurde mittels ICP-MS bestimmt. Das Target, das einen Außendurchmesser von 254 mm und eine Dicke von 5 mm aufwies, wurde bezüglich der Entladungseigenschaften durch Reaktivsputtern (mit Stickstoffreaktionsgas bei 500 W) zur Bildung eines Films (3 μm dick) auf einem Span aus zementiertem Carbid getestet.
Die resultierende Hartstoffschicht wurde mittels XPS analysiert und unter den folgenden Bedingungen mit einem Schneidtest bezüglich der Verschleißfestigkeit untersucht. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde durch visuelles Untersuchen, wie die Entladung auf der Oberfläche stattfindet, und durch Überwachen der Entladungsspannung bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 19 gezeigt.
Schneidbedingungen:

Werkstück: JIS-SKD61 (HRC50)
Schaftfräser: Zementiertes Carbid, mit vier Kanten
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Schnitttiefe: 1 mm
Vorschubgeschwindigkeit: 0,05 mm/Kante
Schnittlänge: 20 m

Bewertung der Verschleißfestigkeit:

⊙:

Flächenverschleiß weniger als 25 μm

O:

Flächenverschleiß im Bereich von 25 μm bis 50 μm

Δ:

Flächenverschleiß nicht weniger als 50 μm

Bewertung des Entladungszustands:

• Stabil: Es gibt keine momentane Zunahme der Entladungsspannung oder es gibt keine ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von einer Stelle zu einer anderen Stelle.
• Geringfügig instabil: Es gibt eine momentane Zunahme der Entladungsspannung oder es gibt eine gewisse ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von einer Stelle zu einer anderen Stelle.
• Instabil: Es gibt eine beträchtliche momentane Zunahme der Entladungsspannung oder es gibt eine beträchtliche ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von einer Stelle zu einer anderen Stelle.
• Unterbrochen: Es gibt eine Unterbrechung der Entladung während des Betriebs.

Aus der Tabelle 19 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 7 eine zufrieden stellende Entladung zulassen. Als Ergebnis führten sie zu einem Beschichtungsfilm mit einer überlegenen Verschleißfestigkeit und der gleichen Zusammensetzung wie das Target. Aus der Tabelle 19 ist auch ersichtlich, dass die Proben Nr. 8 bis 10, die eine relative Dichte aufweisen, die außerhalb des in der vorliegenden Erfindung angegebenen Bereichs liegt, eine instabile Entladung ergaben oder eine Unterbrechung der Entladung verursachten. Als Ergebnis führten sie zu einem Beschichtungsfilm mit einer schlechten Verschleißfestigkeit und einer Zusammensetzung, die sich stark von derjenigen des Targets unterschied.
Beispiel 18 (Referenzbeispiel)
Eine Reihe von Experimenten wurde wie folgt durchgeführt, um zu sehen, wie die Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung durch die relative Dichte des Targets und den Gehalt an Verunreinigungen in dem Target beeinflusst wird. Targets, die jeweils die in der Tabelle 20 gezeigte Zusammensetzung aufweisen, wurden aus einem Gemisch aus Ti-Pulver, Cr-Pulver, Al-Pulver und Si-Pulver (alle unter 100 mesh) durch HIP (isostatisches Heißpressen) bei 900°C und 8 × 10⁷ Pa hergestellt. Die Zusammensetzung des Targets wurde mittels ICP-MS bestimmt. Das Target, das einen Außendurchmesser von 254 mm und eine Dicke von 5 mm aufwies, wurde bezüglich der Entladungseigenschaften durch Reaktivsputtern (mit Stickstoffreaktionsgas bei 500 W) zur Bildung eines Films (etwa 3 μm dick) auf einem Span aus zementiertem Carbid getestet.
Die resultierende Hartstoffschicht wurde mittels XPS analysiert und unter den folgenden Bedingungen mit einem Schneidtest bezüglich der Verschleißfestigkeit untersucht. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde durch visuelles Untersuchen, wie die Entladung auf der Oberfläche stattfindet, und durch Überwachen der Entladungsspannung bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 20 gezeigt.
Schneidbedingungen:

Werkstück: JIS-SKD61 (HRC50)
Schaftfräser: Zementiertes Carbid, mit vier Kanten
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Schnitttiefe: 1 mm
Vorschubgeschwindigkeit: 0,05 mm/Kante
Schnittlänge: 30 m

Bewertung der Verschleißfestigkeit:

O:

Flächenverschleiß weniger als 20 μm

x:

Flächenverschleiß nicht weniger als 20 μm

Bewertung des Entladungszustands:

• Stabil: Es gibt keine momentane Zunahme der Entladungsspannung oder es gibt keine ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von einer Stelle zu einer andere Stelle.
• Geringfügig instabil: Es gibt eine momentane Zunahme der Entladungsspannun oder es gibt eine gewisse ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von einer Stelle zu einer anderen Stelle.
• Instabil: Es gibt eine beträchtliche momentane Zunahme der Entladungsspannun oder es gibt eine beträchtliche ungleichmäßige Verteilung von Entladungen von eine Stelle zu einer anderen Stelle.
• Unterbrochen: Es gibt eine Unterbrechung der Entladung während des Betriebs.

Aus der Tabelle 20 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 7, die eine relative Dichte aufweisen, welche die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllt, eine zufrieden stellende Entladung zulassen. Als Ergebnis führten sie zu einem Beschichtungsfilm mit einer überlegenen Verschleißfestigkeit und der gleichen Zusammensetzung wie das Target. Aus der Tabelle 20 ist auch ersichtlich, dass die Proben Nr. 8 bis 10, die eine relative Dichte aufweisen, die außerhalb des in der vorliegenden Erfindung angegebenen Bereichs liegt, eine instabile Entladung ergaben oder eine Unterbrechung der Entladung verursachten. Als Ergebnis führten sie zu einem Beschichtungsfilm mit einer schlechten Verschleißfestigkeit und einer Zusammensetzung, die sich stark von derjenigen des Targets unterschied.
Beispiel 19 (Referenzbeispiel)
Targets, die eine Zusammensetzung aufweisen, die jeweils in der Tabelle 21 gezeigt ist, wurden aus einem Gemisch von Ti-Pulver (unter 100 mesh), Cr-Pulver (unter 100 mesh) und Al-Pulver (unter 240 mesh) mittels HIP (isostatisches Heißpressen) bei 500 bis 900°C und 8 × 10⁷ Pa hergestellt. An die Unterseite des Targets wurde ein Flansch (104 mm Außendurchmesser und 2 mm Dicke) durch Löten angebracht, wobei es sich um eine Kupferrückplatte handelt. (Alternativ wurde der Flansch durch spanabhebendes Bearbeiten des Targets gebildet.) Das Target wurde auf einer Ionenplattierungsvorrichtung des Lichtbogenentladungstyps montiert. Unter Verwendung dieses Targets wurde ein 3 μm dicker Film auf einem Span aus zementiertem Carbid unter den folgenden Bedingungen gebildet.
Reaktionsgas: Stickstoff oder ein Gemisch aus Stickstoff und Methan
Substrattemperatur: 500°C
Lichtbogenstrom: 100 A
An das Substrat angelegte Vorspannung: 150 V
Das Target wurde bezüglich der Zusammensetzung mittels ICP-MS analysiert. Der Film wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit durch einen Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 17 untersucht. Analysen mittels XPS zeigten, dass der resultierende Film nahezu die gleiche Zusammensetzung wie diejenige des Targets aufwies (mit einem Unterschied innerhalb von ±2 Atom-%). Das Target wurde bezüglich Hohlräumen (Defekten) und deren Größe mit einem Ultraschalltest untersucht. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 17 bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 21 gezeigt.
Aus der Tabelle 21 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 4, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets und der Größe der Hohlräume in dem Target, wie sie in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, erfüllen, zum Zeitpunkt der Filmbildung eine stabile Entladung zulassen und einen Film mit einer guten Verschleißfestigkeit ergeben. Im Gegensatz dazu war im Fall der Proben Nr. 5 und 7, welche die Anforderungen bezüglich der Größe von Hohlräumen in dem Target, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, der Proben Nr. 9 und 10, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, und der Proben Nr. 6 und 8, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets und der Größe der Hohlräume in dem Target, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, zum Zeitpunkt der Filmbildung die Entladung instabil oder unterbrochen und es war unmöglich, eine Filmbildung durchzuführen oder der resultierende Film wies eine schlechte Verschleißfestigkeit auf.
Beispiel 20 (Referenzbeispiel)
Targets, die eine Zusammensetzung aufweisen, die jeweils in der Tabelle 22 gezeigt ist, wurden aus einem Gemisch von Ti-Pulver (unter 100 mesh), Cr-Pulver (unter 100 mesh), Al-Pulver (unter 240 mesh) und Si-Pulver (unter 100 mesh) mittels HIP (isostatisches Heißpressen) bei 500 bis 900°C und 8 × 10⁷ Pa hergestellt. An die Unterseite des Targets wurde ein Flansch (104 mm Außendurchmesser und 2 mm Dicke) durch Löten angebracht, wobei es sich um eine Kupferrückplatte handelt. (Alternativ wurde der Flansch durch spanabhebendes Bearbeiten des Targets gebildet.) Das Target wurde auf einer Ionenplattierungsvorrichtung des Lichtbogenentladungstyps montiert. Unter Verwendung dieses Targets wurde ein etwa 3 μm dicker Film auf einem Span aus zementiertem Carbid unter den folgenden Bedingungen gebildet.
Reaktionsgas: Stickstoff oder ein Gemisch aus Stickstoff und Methan
Substrattemperatur: 500°C
Lichtbogenstrom: 100 A
An das Substrat angelegte Vorspannung: –150 V
Das Target wurde bezüglich der Zusammensetzung mittels Atomabsorptionsspektrometrie analysiert. Der Film wurde bezüglich der Verschleißfestigkeit durch einen Schneidtest in der gleichen Weise wie im Beispiel 18 untersucht. Analysen mittels XPS zeigten, dass der resultierende Film nahezu die gleiche Zusammensetzung wie diejenige des Targets aufwies (mit einem Unterschied innerhalb von ±2 Atom-%). Das Target wurde bezüglich Hohlräumen (Defekten) und deren Größe mit einem Ultraschalltest untersucht. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 18 bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 22 gezeigt.
Aus der Tabelle 22 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1 bis 4, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets und der Größe der Hohlräume in dem Target, wie sie in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, erfüllen, zum Zeitpunkt der Filmbildung eine stabile Entladung zulassen und einen Film mit einer guten Verschleißfestigkeit ergeben. Im Gegensatz dazu war im Fall der Proben Nr. 5 und 7, welche die Anforderungen bezüglich der Größe von Hohlräumen in dem Target, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, der Proben Nr. 9 und 10, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, und der Proben Nr. 6 und 8, welche die Anforderungen bezüglich der relativen Dichte des Targets und der Größe der Hohlräume in dem Target, wie sie erfindungsgemäß angegeben sind, nicht erfüllen, zum Zeitpunkt der Filmbildung die Entladung instabil oder unterbrochen und es war unmöglich, eine Filmbildung durchzuführen oder der resultierende Film wies eine schlechte Verschleißfestigkeit auf.
Beispiel 21 (Referenzbeispiel)
Eine Reihe von Experimenten wurde durchgeführt, um zu untersuchen, wie der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung durch den Gehalt an Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) in dem Target beeinflusst wird.
Targets, die jeweils die in der Tabelle 23 gezeigte Zusammensetzung aufwiesen, wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 19 hergestellt. Alle resultierenden Targets weisen eine relative Dichte auf, die nicht kleiner als 99% ist und sind frei von Hohlräumen (größer als 0,3 mm) und kontinuierlichen Defekten. Unter Verwendung der Targets wurde eine Filmbildung in der gleichen Weise wie im Beispiel 19 durchgeführt, mit der Ausnahme, dass das Reaktionsgas Stickstoff allein war. Die Menge an Verunreinigungen in dem Target wurde mittels Atomabsorptionsspektrometrie bestimmt. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 17 bewertet.
Aus der Tabelle 23 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1, 3 bis 9, 16 und 17 einen guten Entladungszustand ermöglichen, da sie die Anforderungen bezüglich des Gehalts an Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) erfindungsgemäß erfüllen. Im Gegensatz dazu weisen andere Proben einen schlechten Entladungszustand auf, da sie die in der vorliegenden Erfindung angegebenen Anforderungen nicht erfüllen. D.h die Proben Nr. 2, 10 und 11 enthalten mehr Sauerstoff als angegeben, die Probe Nr. 12 enthält mehr Wasserstoff als angegeben, die Probe Nr. 13 enthält mehr Chlor als angegeben, die Probe Nr. 14 enthält mehr Kupfer als angegeben, die Probe Nr. 15 enthält mehr Magnesium als angegeben, die Probe Nr. 18 enthält mehr Sauerstoff und Magnesium als angegeben und die Probe Nr. 19 enthält mehr Chlor, Kupfer und Magnesium als angegeben. Dieses Ergebnis zeigt, dass es erforderlich ist, dass das Target nicht mehr Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) enthält, als dies in der vorliegenden Erfindung angegeben ist, um die Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen bei einem guten Entladungszustand während der Filmbildung effizient zu bilden.
Beispiel 22
Eine Reihe von Experimenten wurde durchgeführt, um zu untersuchen, wie der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung durch den Gehalt an Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) in dem Target beeinflusst wird.
Targets, die jeweils die in der Tabelle 24 gezeigte Zusammensetzung aufwiesen, wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 18 hergestellt. Alle resultierenden Targets weisen eine relative Dichte auf, die nicht kleiner als 99% ist und sind frei von Hohlräumen (nicht kleiner als 0,3 mm) und kontinuierlichen Defekten. Unter Verwendung der Targets wurde eine Filmbildung in der gleichen Weise wie im Beispiel 18 durchgeführt, mit der Ausnahme, dass das Reaktionsgas Stickstoff allein war. Die Menge an Verunreinigungen in dem Target wurde mittels Atomabsorptionsspektrometrie bestimmt. Der Zustand der Entladung zum Zeitpunkt der Filmbildung wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 18 bewertet.
Aus der Tabelle 24 ist ersichtlich, dass die Proben Nr. 1, 3 bis 9, 16 und 17 einen guten Entladungszustand ermöglichen, da sie die Anforderungen bezüglich des Gehalts an Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) erfindungsgemäß erfüllen. Im Gegensatz dazu weisen andere Proben einen schlechten Entladungszustand auf, da sie die in der vorliegenden Erfindung angegebenen Anforderungen nicht erfüllen. D.h die Proben Nr. 2, 10 und 11 enthalten mehr Sauerstoff als angegeben, die Probe Nr. 12 enthält mehr Wasserstoff als angegeben, die Probe Nr. 13 enthält mehr Chlor als angegeben, die Probe Nr. 14 enthält mehr Kupfer als angegeben, die Probe Nr. 15 enthält mehr Magnesium als angegeben, die Probe Nr. 18 enthält mehr Sauerstoff und Magnesium als angegeben und die Probe Nr. 19 enthält mehr Chlor, Kupfer und Magnesium als angegeben. Dieses Ergebnis zeigt, dass es erforderlich ist, dass das Target nicht mehr Verunreinigungen (Sauerstoff, Wasserstoff, Chlor, Kupfer und Magnesium) enthält, als dies in der vorliegenden Erfindung angegeben ist, um die Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen bei einem guten Entladungszustand während der Filmbildung effizient zu bilden.
Effekt der Erfindung
Die vorliegende Erfindung, bei der die Zusammensetzung für Ti, Al, Cr, Si und B in der vorstehend beschriebenen Weise angegeben ist, ergibt eine Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge, die gegenüber herkömmlichen Hartstoffschichten eine überlegene Verschleißfestigkeit aufweist. Die Hartstoffschicht trägt zu einer langen Lebensdauer von Schneidewerkzeugen für ein Hochgeschwindigkeitsschneiden und auch für ein Schneiden von hartem Stahl (wie z.B. abgeschrecktem Stahl) bei.

Claims

Hartstoffschicht bzw. -film für Schneidewerkzeuge, welche aus (Ti_1-a-b-c-d, Al_a, Cr_b, Si_c, B_d)(C_1-eN_e) 0,5 ≤ a ≤ 0,8, 0,06 ≤ b, 0 ≤ c ≤ 0,1, 0 ≤ d ≤ 0,1, 0,01 ≤ c + d ≤ 0,1, a + b + c + d < 1, 0,5 ≤ e ≤ 1 (wobei a, b, c und d jeweils die Atomverhältnisse von Al, Cr, Si und B darstellen, und e das Atomverhältnis von N darstellt) aufgebaut ist.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach Anspruch 1, wobei der Wert von c größer als 0 ist.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach Anspruch 1, wobei die Werte von a und b in dem Bereich von 0,02 ≤ 1 – a – b ≤ 0,30, 0,55 ≤ a ≤ 0,765, 0,06 ≤ b, oder 0,02 ≤ 1 – a – b ≤ 0,175, 0,765 ≤ a, 4(a – 0,75) ≤ b sind.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wert von e 1 ist.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach einem der Ansprüche 1 bis 4, welche die Kristallstruktur im wesentlichen von der Natriumchloridstruktur aufweist.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Natriumchloridstruktur eine ist, welche die (111)-Ebene, (200)-Ebene und (220)-Ebene derart aufweist, daß die Intensität der von diesen ge streuten Strahlen, gemessen durch Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren), welche jeweils durch I(111), I(200) beziehungsweise I(220) dargestellt ist, nachfolgendem Ausdruck (1) und/oder Ausdruck (2) und Ausdruck (3) genügt. I(220) ≤ I(111) (1) I(220) ≤ I(200) (2) I(200)/I(111) ≥ 0,1 (3)
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Natriumchloridstruktur eine ist, wenn durch Röntgendiffraktion (θ-2θ-Verfahren) mit Cu Kα-Linie gemessen, welche den gebeugten Strahl von der (111)-Ebene, deren Beugungswinkel in dem Bereich von 36,5° bis 38,0° liegt, ergibt.
Hartstoffschicht für Schneidewerkzeuge nach Anspruch 7, wobei der gebeugte Strahl von der (111)-Ebene eine Halbwertbreite von nicht größer als 1° aufweist.
Schneidewerkzeug, welches mit der Hartstoffschicht nach einem der Ansprüche 1 bis 8 beschichtet ist.
Verfahren zum Bilden einer Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei das Verfahren das Verdampfen und das Ionisieren eines Metalls in einer Film-bildenden Gasatmosphäre und das Beschleunigen der Umwandlung des Metalls und des Film-bildenden Gases in ein Plasma umfaßt, wodurch ein Film gebildet wird.
Verfahren zum Bilden einer Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen nach Anspruch 10, wobei das Verdampfen und das Ionisieren des Targetmetalls durch das Lichtbogenionen-Plattierungsverfahren erreicht wird, welches Lichtbogenentladung anwendet, und die Umwandlung des Film-bildenden Gases in Plasma in der Nachbarschaft des Substrates durch die magnetischen Kraftli nien beschleunigt wird, welche: a) parallel zu der Normalen auf der Verdampfungsoberfläche des Targets sind, und b) auf das Substrat in der Richtung parallel oder leicht abweichend von der Normalen der Verdampfungsoberfläche des Targets zulaufen.
Verfahren zum Bilden einer Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen nach Anspruch 11, wobei die auf das Substrat anzulegende Vorspannung –50 V bis –400 V, bezüglich des Erdpotentials, beträgt.
Verfahren zum Bilden einer Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen nach Anspruch 11 oder 12, wobei die Temperatur des Substrates bei 300–800°C, zu dem Zeitpunkt der Filmbildung, gehalten wird.
Verfahren zum Bilden einer Hartstoffschicht auf Schneidewerkzeugen nach einem der Ansprüche 11 bis 13, wobei das Reaktionsgas für die Filmbildung einen Partialdruck oder Gesamtdruck in dem Bereich von 0,5 bis 7 Pa aufweist.