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Title:
COMPOSITE BODY AND METHOD FOR PRODUCING A COMPOSITE BODY
Document Type and Number:
WIPO Patent Application WO/2019/201724
Kind Code:
A1
Abstract:
The present invention relates to a composite body consisting of a first part and a second part, and also a transitional zone, which is located between a surface or a region of a surface of the first part and a surface or a region of a surface of the second part and connects the first part to the second part in a material-bonding manner, wherein the first part consists of a boride, a boride cermet, a doped boride or a doped boride cermet, the second part consists of copper or a copper alloy, and the transitional zone comprises Ti and copper and has a melting temperature of > 600°C. The present invention also describes a method for producing such a composite body.

Inventors:
LANG, Bernhard (Metallwerk-Plansee- Str. 71, 6600 Reutte, 6600, AT)
SPRENGER, Dietmar (Metallwerk-Plansee-Str. 71, 6600 Reutte, 6600, AT)
O`SULLIVAN, Michael (Metallwerk-Plansee-Str. 71, 6600 Reutte, 6600, AT)
POLCIK, Peter (Siebenbürgerstraße 23, Lechbruck am See, 86983, DE)
Application Number:
EP2019/059199
Publication Date:
October 24, 2019
Filing Date:
April 11, 2019
Export Citation:
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Assignee:
PLANSEE SE (Metallwerk-Plansee-Str. 71, 6600 Reutte, 6600, AT)
PLANSEE COMPOSITE MATERIALS GMBH (Siebenbürgerstr. 23, Lechbruck am See, 86983, DE)
International Classes:
B22F7/08; C22C29/14; C23C14/34; H01J37/34
Domestic Patent References:
WO2012063524A12012-05-18
Foreign References:
EP0255954A21988-02-17
CN102699558A2012-10-03
JPH01136960A1989-05-30
Attorney, Agent or Firm:
CIESLA, Bettina et al. (Plansee Group Service GmbH, IP Department, 6600 Reutte, 6600, AT)
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Claims:
Ansprüche

1 ) Verbundkörper umfassend einen ersten Teil und einen zweiten Teil, sowie eine Übergangszone, welche sich zwischen einer Oberfläche oder einem Bereich einer Oberfläche des ersten Teils und einer Oberfläche oder einem Bereich einer Oberfläche des zweiten Teils befindet und den ersten Teil mit dem zweiten Teil stoffschlüssig verbindet, wobei

- der erste Teil aus einem Borid, einer Borid-Mischkeramik, einem dotier- tem Borid oder einer dotierten Borid-Mischkeramik besteht,

- der zweite Teil aus Kupfer oder einer Kupferlegierung besteht, und

- die Übergangszone Ti und Kupfer beinhaltet und eine Schmelztempera- tur > 600°C aufweist.

2) Verbundkörper nach Anspruch 1 , wobei die Übergangszone einen Element- gehalt von Indium, Zinn, Germanium, Silber, Palladium, Nickel, Platin, Ko- balt, Mangan oder Gold von jeweils < 5000 ppm zeigt.

3) Verbundkörper nach Anspruch 1 oder 2, wobei der erste Teil aus TiB2, einer TiB2-Basiskeramik mit mindestens 50 mol % TiB2 oder aus kohlenstoffdotier- tem TiB2 besteht.

4) Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die

Übergangszone eine Dicke zwischen 5 und 500 pm aufweist. 5) Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei sowohl die Konzentration des Kupfers in der Übergangszone, als auch die Konzent- ration des Titans in der Übergangszone, ausgehend von der Oberfläche des ersten Teils, hin zur Oberfläche des zweiten Teils, jeweils einen gradierten Konzentrations-Verlauf zeigen.

6) Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die

mittlere Härte in der Übergangszone, um mindestens 10 % höher, als die mittlere Härte des zweiten Teils ist.

7) Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei mindes- tens 50 % der Übergangszone eine metallurgische stoffschlüssige Anbin- dung zu der Oberfläche des ersten Teils sowie zu der Oberfläche des zwei- ten Teils zeigt.

8) Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei bei einer Zugbelastung zwischen dem ersten Teil und dem zweiten Teil, mit einer Belastungsrichtung normal zu den über eine Übergangszone verbundenen Oberflächen des ersten und zweiten Teils, die Bruchspannung mindestens 15 MPa beträgt, wobei die Bruchspannung auf den angebundenen Teil der

Übergangszone bezogen ist.

9) Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers bestehend aus einem

ersten Teil und einem zweiten Teil, sowie mindestens einer Übergangszone welche zwischen einer Oberfläche oder einem Oberflächenbereich des ers- ten Teils und einer Oberfläche oder einem Oberflächenbereich des zweiten Teils ausgebildet wird, charakterisiert durch folgende Schritte:

- Pulvermetallurgische Herstellung des ersten Teils aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid- Basiskeramik,

- Beschichten von mindestens einem Oberflächenabschnitt des ersten Teils mit mindestens einer Zwischenschicht, welche Titan oder alternativ Titan und Kupfer beinhaltet,

- Herstellung des zweiten Teils des Verbundkörpers durch Hintergießen der mit der Zwischenschicht beschichteten Oberfläche des ersten Teils mit Kupfer oder einer Kupferlegierung oder durch CGS-Beschichten der mit der Zwischenschicht beschichteten Oberfläche des ersten Teils mit Kupfer oder einer Kupferlegierung,

- Dadurch ausbildend eine Übergangszone zwischen ersten und zweiten Teil.

10) Verfahren nach Anspruch 9, wobei der erste Teil aus einem TiB2 oder einem kohlenstoffdotierten TiB2 oder einer TiB2-Basiskeramik mit mind. 50 mol. % TiB2 hergestellt wird.

1 1 ) Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, wobei die Zwischenschicht über

Kaltgasspritzen (cold gas spraying; CGS) oder Niederdruck-Plasmaspritzen aufgebracht wird. 12) Verfahren nach Anspruch 9 bis 1 1 , wobei die Zwischenschicht über PVD oder CVD oder über eine Slurry-Beschichtung (Suspensionsbeschichtung) aufgebracht wird. 13) Verfahren nach Anspruch 9 bis 12, wobei die Zwischenschicht mehrlagig aufgebracht wird und wobei die einzelnen Lagen der mehrlagigen Zwischen- schicht eine unterschiedliche Zusammensetzung aufweisen können.

14) Verfahren nach Anspruch 9 bis 13, wobei die Zwischenschicht oder eine Lage der Zwischenschicht, mit mindestens 10 pm Schichtdicke aufgebracht wird.

15) Verfahren nach Anspruch 9 bis 14, wobei eine im Wesentlichen reine Titan-Zwischenschicht oder bei einem mehrlagigen Aufbau der Zwischen- Schicht, eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus im Wesentlichen reinem Titan, mit einer Schichtstärke von maximal 100 pm aufgebracht wird.

16) Verfahren nach Anspruch 9 bis 15, wobei eine Kupfer-Titan- Zwischenschicht oder bei einem mehrlagigen Aufbau der Zwischenschicht, eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus im Wesentlichen reinem Kup- fer oder eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus Kupfer und Titan, mit einer Schichtstärke von maximal 500 pm aufgebracht wird.

Description:
VERBUNDKÖRPER UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES

VERBUNDKÖRPERS

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Verbundkörper mit den Merkmalen des Oberbegriffs von Anspruch 1 sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Ver- bundkörpers.

Körper aus einem massiven Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotierten Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere TiB 2 , sind für Anwendungen wie beispielsweise Targets oder Elektroden bekannt. Unter einem bulkförmigen Körper versteht man einen massiven Körper, hergestellt über schmelzmetallurgische oder pulvermetallurgische Verfahren.

Die Herstellung von bulkförmigen Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotierten Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere TiB 2 , erfolgt in der Regel, auf Grund der hohen Schmelzpunkte, über eine pulverme- tallurgische Route. Beispielhaft für pulvermetallurgische Verfahren sind hier Pressen, Sintern, Heißisostatisches Pressen (HIP), Heißpressen (HP) oder Spark Plasma Sintern (SPS), auch in Kombination untereinander, zu nennen. Insbesondere hat sich das Spark Plasma Sintering (SPS) als sehr gute Herstel- lungsroute herausgestellt, da durch die unterstützende Wirkung von DC- Strömen oder optional auch gepulsten Strömen während des Verdichtungspro- zesses, bulkförmige Borid-Bauteile, insbesondere TiB 2 -Bauteile mit hoher Dichte und hoher Festigkeit hergestellt werden können.

TiB 2 ist eine harte Keramik, welche gute Wärmeleitfähigkeiten und gute elektri- sche Leitfähigkeiten aufweist. Des Weiteren zeigt TiB 2 eine gute Oxidationsbe- ständigkeit in unterschiedlichen Atmosphären und einen hohen Widerstand gegenüber Korrosion. Auf Grund dieser Eigenschaften genießt TiB 2 eine wichtige Bedeutung in der Beschichtungstechnik. Auf Grund der keramischen Zusammensetzung werden TiB 2 -Schichten vorwiegend über physikalische aber auch chemische Gasphasenabscheidungen abgeschieden. Des Weiteren können TiB 2 -Schichten über Slurry-Beschichtungen, oder aber auch über thermische Spritzverfahren abgeschieden werden. Insbesondere für die physikalische Gasphasenabscheidung (PVD) werden Sputter-Targets oder Arc- Kathoden aus TiB 2 hergestellt. Durch die elektrische Leitfähigkeit und Korrosi- onsbeständigkeit finden TiB 2 Bulkmaterialien als auch TiB 2 Beschichtungen Anwendungen als Kathodenmaterial in der Aluminiumherstellung. Ferner wird TiB 2 in Verdampfer-Schiffchen, oder auch als Panzermaterial eingesetzt um hier nur einige Beispiele zu nennen.

Als Herstellungsroute für keramische Werkstoffe, die als Targets oder als Kathodenmaterial eingesetzt werden können, kommen vor allem Technologien wie Heißpressen oder Spark Plasma Sintering in Frage. Beispiele von hier relevanten Werkstoffen sind: WC, SiC, TiB 2 , TiC, als auch andere Karbide, Nitride, Boride, Borid-Basiskeramiken, dotierte Boride oder dotierte Borid- Basiskeramiken. Aufgrund der hohen Sprödigkeit dieser Werkstoffe und der schwierigen mechanischen Bearbeitung, die zum Teil nur über Schleifen oder Drahtschneiden oder spezielle chemische Verfahren möglich ist, ist es erforder- lich diese Targets mit Rückplatten auszustatten, die das Befestigen der Targets in den Beschichtungsanlagen ermöglichen. Des Weiteren ist es für die Anwen- dung besonders vorteilhaft, Boride, Borid-Basiskeramiken, dotierte Boride oder dotierte Borid-Basiskeramiken auf einen elektrisch und thermisch gut leitenden Grundkörper aufzubringen wie beispielsweise einen Grundkörper aus einer Kupfer- oder einer Kupferlegierung. Derartige Verbundkörper, bestehend aus einem ersten Teil mit der Zusammensetzung eines Borids, einer Borid- Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere einem TiB 2 und einem zweiten Teil, mit der Zusammensetzung aus Kupfer oder einer Kupferlegierung, können auf Grund der oben genannten Eigenschaften auch als Elektroden zum Einsatz kommen.

Unter Targets versteht man in der Regel einen Verbund bestehend aus einer Grund- oder Rückplatte und dem eigentlichen Sputtermaterial, welches für die Schichtabscheidung verwendet wird. Ferner können Targets auch aus einem Vollmaterial (nur Sputtermaterial), ohne Rückplatte, hergestellt werden. Im Falle von Target-Anwendungen dient die Rückplatte, insbesondere bestehend aus Materialien wie Kupfer oder einer Kupferlegierung, zur Erhöhung der mechani- sehen Belastbarkeit der Targets bzw. des Sputtermaterials. Durch die Erhöhung der Festigkeit und Duktilität der Targets durch Aufbringen einer Rückplatte auf das Sputtermaterial (das Sputtermaterial besteht hier im Wesentlichen aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotierten Borid, einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere besteht das Sputtermaterial aus Ti B 2 ), kommt es bei der Verwendung in einer PVD-Anlage nur zu einer unwesentli- chen Verformung des Targets und folglich zu keinem Versagen wie beispiels- weise einem Bruch des Targets durch beispielsweise thermische Belastungen. Üblicherweise werden die verwendeten Targets über duktile Rückplatten oder auch über sogenannte Kühlplatten in einer PVD-Anlagen gekühlt, wobei die Rück- oder Kühlplatten auf der Rückseite der Targets angeordnet sind. Durch diese Rück- oder Kühlplatten wird ein Druck auf die Targets ausgeübt, was wiederum zu einer Verformung der Targets, oder bei mechanischer Belastung im Falle von spröden Targets zum Bruch führen könnte. Dieser Effekt wird zusätzlich dadurch verstärkt, dass sich die Stärke des Sputtermaterials wäh- rend des Beschichtungsprozesses durch den prozessbedingten Abtrag verrin- gert. Dies hat zur Folge, dass es noch wahrscheinlicher zu einer Verformung und/oder einem Bruch des Targets kommen kann. Durch das Aufbringen einer Rückplatte mit erhöhter Festigkeit bzw. Duktilität werden solche Versagensfälle vermieden.

Die Anbindung bzw. Verbindung von zwei unterschiedlichen Materialien wie einerseits einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere TiB 2 als Sputtermaterial, mit andererseits der metallischen Kupfer- oder der metallischen Kupferlegierung der Rückplatte, stellt eine technische Herausforderung dar. Insbesondere das Benetzungsverhalten und/oder Anbindungsverhalten von Kupfer oder einer Kupferlegierung auf keramischen Materialien wie einem Borid, einer Borid- Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere der Anbindung von TiB 2 auf Kupfer, sollte möglichst flächig gewährleistet sein und möglichst wenig nicht angebundene Bereiche (Fehlstel- len) aufweisen. Die Verbindung keramischer Targets mit metallischen Rückplatten ist bei spielsweise für Wolfram-Karbid-Targets bekannt. Eine Möglichkeit, Wolfram- Karbid-Targets (WC-Targets) mit einer Rückplatte zu versehen, besteht darin, diese mit Kupfer oder einer Kupferlegierung zu hintergießen, wie dies in der „Research Disclosure“ Publikation vom Mai 2014 („WC-Cu Are Cathode or Sputtering Target“, Research Disclosure database number 601040, Mai 2014, ISSN 0374-4353) beschrieben wird. In dieser Publikation wird das Benetzungs- verhalten von Kupfer oder einer Kupferlegierung auf beispielsweise Wolfram- karbid (WC) beschrieben. Hierbei können Benetzungsmittel wie beispielsweise Bor oder Nickel eingesetzt und diese galvanisch, oder mittels Slurry oder mittels PVD, als dünner Film auf den keramischen Teil aufgebracht, um das Benet- zungsverhalten zu erhöhen bevor dieses mit Kupfer oder einer Kupferlegierung hintergossen wird. Diese Methode ist für Boride in Folge der schlechten

Benetzbarkeit und/oder der mangelhaften Anbindung des Kupfers oder einer kupferbasierten Legierung ungeeignet. Die Benetzbarkeit wird ausführlich in der Publikation von Passerone at al.„Wetting of Group IV diborides by liquid metals“ (J Mater Sei (2006) 41 (Issue 16), pp 5088-5098) beschrieben.

Eine Methode zur Vermeidung der Benetzungsprobleme besteht darin, die Kupferschmelze mit Bor zu dotieren, wie dies ausführlich in der Publikation von Aizenshtein et al. in dem Artikel„The Nature of TiB 2 Wetting by Cu and Au“ (Journal of Materials Engineering and Performance, Volume 21 (5) May 2012— 655) beschrieben wird. Die WO 2012063524 beschreibt das Anbinden (Bon- ding) mehrerer Target-Teile auf eine Kupfer-Rückplatte durch niedrigschmel- zendes Lot.

Nachteilig an einer Dotierung der Kupferschmelze mit Bor ist, dass mit zuneh- mender Dotierung die Eigenschaften des reinen Kupfers verändert werden. Des Weiteren ist die Verwendung von Niedrigschmelzenden Loten nachteilig, da diese eine geringe thermische Belastbarkeit aufweisen.

Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen verbesserten Verbundkörper, sowie ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines derartigen Verbundkörpers anzugeben. Des Weiteren besteht die Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, eine verlässliche und reproduzierbare, sowie thermisch beständige Verbindung von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertes Borid, einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere TiB 2 , zu gewährleisten.

Die Aufgaben werden gelöst durch Bereitstellen eines ersten Teils aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik und eines zweiten Teils bestehend aus Kupfer oder einer Kupferlegierung und einer Übergangszone zwischen erstem und zweitem Teil, welche Ti und Kupfer beinhaltet und eine Schmelztemperatur > 600°C aufweist, gemäß Anspruch 1 , und einem Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers mit den Merkmalen von Anspruch 9. Vorteilhafte Ausführungsformen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.

Die hier beschriebene Erfindung beseitigt das Problem der Benetzbarkeit durch Aufbringen von einzelnen oder alternierenden Schichten aus Titan, Kupfer oder Titan-Kupfer, auf einem Grundkörper bestehend aus einem Borid, einer Borid- Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere einen Grundkörper aus TiB 2 , bevor dieser im Hintergießverfahren mit flüssigem Kupfer oder einer flüssigen Kupferlegierung hintergossen wird, oder bevor der zweite Teil mittels Kaltgasspritzen (CGS) aufgebracht wird.

Diese einzelnen oder alternierenden Titan- oder Kupfer-Schichten oder Titan- Kupfer-Schichten werden dabei mittels Kaltgasspritzen (CGS) und/oder mittels CVD (Chemical vapour deposition) oder mittels PVD (physical vapour depositi- on) oder mittels Slurry oder mittels Niederdruckplasmaspritzen auf die Oberflä- che des boridischen Grundkörpers (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierte Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) aufgebracht. Des Weiteren beschreibt die Erfindung eine temperaturbeständige Verbindung eines ersten Teils (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierte Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) mit einem zweiten Teil (Kupfer oder Kupferlegierung) über eine Übergangszone welche eine Temperaturbeständigkeit von mindestens 600 °C, bevorzugt mindestens 700 °C und besonders bevorzugt mindestens 800 °C aufweist. Die Erfindung beschreibt eine reproduzierbare und verlässliche Benetzbarkeit des Borids, der Borid-Basiskeramik, dem dotierten Borid, der dotierten Borid- Basiskeramik, aber insbesondere des TiB 2 , mit flüssigem Kupfer oder einer Kupfer-Legierung. Der Vorteil dieser Erfindung gegenüber dem Stand der Technik liegt in der Möglichkeit diese technologisch in der Fertigung umzuset- zen, ohne die Eigenschaften des Borids, der Borid-Basiskeramik, dem dotierten Borid, der dotierten Borid-Basiskeramik, oder beispielsweise des Ti B 2 , zu verändern. Ein weiterer Vorteil dieser Erfindung gegenüber dem Stand der Technik liegt darin, die Zusammensetzung des zum Hintergießen angewandten Kupfers oder der Kupferlegierung nicht ändern zu müssen, wie beispielsweise durch Zulegieren von Bor, um die Benetzbarkeit zu erhöhen.

Gemäß der vorliegenden Erfindung weist der Verbundkörper einen ersten Teil, einen zweiten Teil und eine Übergangszone auf. Die Übergangszone befindet sich zwischen einer Oberfläche oder einem Bereich einer Oberfläche des ersten Teils und einer Oberfläche oder einem Bereich einer Oberfläche des zweiten Teils und verbindet den ersten Teil mit dem zweiten Teil stoffschlüssig. Der erste Teil besteht aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik. Insbesondere besteht der erste Teil aus TiB 2 , einer TiB 2 -Basiskeramik, einem dotierten TiB 2 oder einer dotierten TiB 2 -Basiskeramik.

Unter Boriden versteht man eine Verbindung aus einem Metall oder auch mehreren Metallen mit Bor. Des Weiteren versteht man unter Boriden unter anderem jene Boride, die kristallographisch die MeB 2 oder die Me 2 Bs Struktur aufweisen. Hierbei sind insbesondere die gut stromleitenden, harten und höchstschmelzenden Typen wie das Titanborid (TiB 2 ) zu nennen. Strukturell ist das Titanborid durch alternierende Schichten dichtest-gepackter Metallatome und hexagonaler Bornetzwerke aufgebaut, wodurch sich die guten oben erwähnten Leitfähigkeiten ergeben. Beispielhaft für Borid-Verbindungen sind insbesondere TiB 2 , VB 2 , CrB 2 , ZrB 2 , NbB 2 , M0B2, HfB 2 , TaB 2, UB2, AIB2, ReB 2 , MgB 2 und auch WB 2 oder W 2 B 5 zu nennen. Unter Borid-Mischkeramiken versteht man die Mischungen von mindestens zwei der unter Anderem oben genannten Boride. Die dotierten Boride oder Borid-Mischkeramiken können zusätzlich noch Elemente oder Verbindungen beinhalten, ohne dass der Gesamtanteil der zusätzlichen Elemente die 20 mol%, insbesondere die 10 mol% überschreitet. Als zusätzliche Elemente können dem Borid oder der Borid-Mischkeramik reine Metalle, wie beispielsweise Fe, Ni, Co, Cr, Ti, Mo, Zr oder auch Karbide, wie beispielsweis TiC, WC, NbC aber auch reine Elemente wie beispielsweise C, B oder Si hinzugefügt werden. Im Besonderen ist hier TiB 2 mit hinzu dotiertem B, oder auch TiB 2 mit hinzu dotiertem Si zu nennen.

Der erste Teil des Verbundkörpers besteht aus einem überwiegend texturfreiem Gefüge, ohne bevorzugte Kornausrichtung, mit einer mittleren Korngröße < 20 pm, bevorzugt < 10 gm, besonders bevorzugt < 5 pm. Der zweite Teil des Verbundkörpers besteht aus im Wesentlichen reinem Kupfer oder einer Kupfer- legierung und zeigt eine mittlere Korngröße > 0,5 mm, bevorzugt > 1 mm, besonders bevorzugt > 1 ,5 mm. Unter Kupferlegierungen versteht man Legie- rungen mit Kupfer, wobei Kupfer den Hauptbestandteil darstellt und der Ge- samtanteil von Legierungselementen kleiner 50 wt%, bevorzugt < 30 wt% und besonders bevorzugt < 20 wt% ist. Bespielhaft für Kupferlegierungen sind CuZn, CuZnSi, CuMg, CuAI, CuBe, CuCrZr und CuZn zu nennen. Die Über- gangszone beinhaltet unter anderem Ti und Kupfer. Erfindungsgemäß ist nun, dass die Übergangszone eine Schmelztemperatur (oder eine Erweichungstem- peratur) > 600°C, bevorzugt eine Schmelztemperatur > 700 °C und besonders bevorzugt eine Schmelztemperatur > 800 °C aufweist. Die Übergangszone ist frei von niedrigschmelzenden Phasen, wobei man in dieser Schrift als niedrig- schmelzend jene Temperaturbereiche versteht, welche in der Größenordnung von den Schmelzpunkten von Indium oder Zinn liegen.

Die Verbindung weist also eine gegenüber dem Stand der Technik wesentlich verbesserte thermische Belastbarkeit auf. Dies ist insbesondere deswegen interessant, da somit in einer Beschichtungsanlage höhere Leistungsdichten und / oder Sputter-Raten realisiert werden können.

Hinsichtlich Schmelztemperatur von Legierungen wird auf die Liquiduslinie der entsprechenden Legierung hingewiesen, wobei es bei den hier verwendeten Kupferlegierungen unterhalb von 600 °C, bevorzugt unterhalb von 700 °C und besonders bevorzugt unterhalb von 800 °C zu keiner Bildung von flüssigen Phasen kommt. Die thermische Stabilität des Verbundkörpers ist durch eine Ofenfahrt bei 600°C, bzw. 700 °C bzw. 800 °C belegbar, bei der sich keinerlei flüssige Phasen bilden dürfen, die dann zwangsläufig zum Verlust der Bindung (oder einer Erweichung der Übergangszone) zwischen dem ersten Teil und dem zweiten Teil oder zu einer Formänderung des Verbundkörpers führen würden. Zur Überprüfung der Temperaturbeständigkeit des Verbundkörpers und insbesondere der Temperaturbeständigkeit der Übergangszone wird der Verbundkörper in einen Ofen derart montiert, sodass ein Teil und mindestens die gesamte Übergangszone des Verbundkörpers freistehend vorliegen, d.h. dass ein Teil und mindestens die gesamte Übergangszone nicht gespannt oder fixiert werden. Die Ausrichtung des Verbundkörpers im Ofen erfolgt des Weite- ren derart, sodass die Ebene der Übergangszone oder anders ausgedrückt der Übergang zwischen erstem Teil und zweitem Teil, parallel zur Schwerkraft ausgerichtet ist, sodass sich im Falle einer Erweichung der Übergangszone oder der Bildung von flüssigen Phasen in der Übergangszone, durch einwirken der Schwerkraft, der eine Teil vom anderen Teil lösen oder gegeneinander verschieben kann. Anschließend wird der Ofen auf Temperatur gebracht. Nach Erreichen der gewünschten Temperatur von 600°C, bevorzugt 700°C und besonders bevorzugt 800°C, im Kern des Verbundkörpers, wird nach einer Haltezeit von einer Stunde, der Ofen wieder abgekühlt. Sollte die Schmelztem- peratur bzw. die Erweichungstemperatur der Übergangszone geringer als die eingestellte Temperatur des Ofens sein, so wird sich der frei stehende, nicht gespannte oder fixierte Teil, vom eingespannten Teil des Verbundkörpers, durch Einwirken der Schwerkraft lösen oder gegeneinander verschieben.

Die Übergangszone ist eine Diffusionszone, die am Übergang zwischen dem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertes Borid, einer dotierten Borid- Basiskeramik, insbesondere von TiB 2 des ersten Teils und der erstarrenden bzw. erstarrten, hintergossenen Schmelze, bestehend aus Kupfer oder einer Kupferlegierung (zweiter Teil), entsteht. Des Weiteren kann die Übergangszone eine Zone sein, welche am Übergang zwischen dem Borid, einer Borid- Basiskeramik, einem dotiertes Borid, einer dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere von TiB2 des ersten Teils und des über CGS aufgebrachten zweiten Teils, entsteht.

In einer vorteilhaften Ausführungsform ist die Übergangszone des Verbundkör- pers im Wesentlichen frei von typischen Lot-Elementen wie Indium, Zinn, Germanium, Silber, Palladium, Nickel, Platin, Kobalt, Mangan oder Gold. Die Übergangszone weist einen Indium-, Zinn-, Germanium-, Silber-, Palladium-, Nickel-, Platin, Kobalt, Mangan oder Goldgehalt von jeweils < 5000 ppm, bevorzugt jeweils < 2000 ppm, besonders bevorzugt jeweils < 1000 ppm auf.

In einer vorteilhaften Ausführungsform besteht der erste Teil des Verbundkör- pers aus Ti B 2 , einer TiB2-Basiskeramik mit mindestens 20 mol. % TiB 2 , bevor- zugt einer TiB2-Basiskeramik mit mindestens 30 mol. % TiB 2 und besonders bevorzugt einer TiB2-Basiskeramik mit mindestens 50 mol% TiB 2 . Die Erfindung hat sich als besonders geeignet in der Anwendung einer Are Kathode aus dem Werkstoff TiB 2 erwiesen. Durch die temperaturbeständige, stoffschlüssige und gut elektrisch leitende Verbindung zwischen TiB 2 und der Rückplatte aus Kupfer konnte die Are Kathode mit einem Durchmesser von 63 mm und einer Höhe von 32 mm über mehrere Stunden im Lichtbogenverfahren betrieben werden, ohne dass die Stabilität der Kathode beeinträchtigt worden wäre.

In einer vorteilhaften Ausführungsform besteht der erste Teil des Verbundkör- pers aus kohlenstoffdotiertem T1B2. Unter kohlenstoffdotiertem TiB 2 versteht man das Hinzufügen von bis zu 10 mol% Kohlenstoff zum TiB 2 , bevorzugt mindestens 5 mol% Kohlenstoff zum TiB 2 und besonders bevorzugt mindestens 2 mol% Kohlenstoff zum T1B2. Die Vorteile, die aus der Dotierung einer TiB 2 Keramik mit Grafit resultieren, sind in der Veröffentlichungsschrift

WO201 1 137472A1 beschrieben.

Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung weist die Übergangszone im Mittel eine Dicke zwischen 5 und 500 pm, bevorzugt zwischen 8 und 300 pm, besonders bevorzugt zwischen 10 und 200 pm auf.

Die Bestimmung der Schichtdicke der Übergangszone erfolgt im Ra stere lektro- nenmikroskop oder auch im Lichtmikroskop. Hierbei wird ein metallografischer Schliff senkrecht zur Ebene der Übergangszone gelegt und anschließend die Schichtdicke im Rasterelektronenmikroskop oder im Lichtmikroskop bei geeig- neter Vergrößerung bestimmt. Die Bestimmung der Schichtdicke der Über- gangszone sollte an repräsentativen Stellen des Schliffes durchgeführt werden. Hierbei sind mindestens zehn repräsentative Stellen zu untersuchen und ein Mittelwert zu erstellen, welcher die mittlere Schichtdicke der Übergangszone repräsentiert.

Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung zeigen sowohl die Konzentration des Kupfers in der Übergangszone, als auch die Konzentration des Titans in der Übergangszone, ausgehend von der Oberflä- che des ersten Teils, hin zur Oberfläche des zweiten Teils, jeweils einen Konzentrations-Verlauf. Die Konzentration des Kupfers fällt von der Oberfläche des zweiten Teils, welcher aus Kupfer- oder einer Kupferlegierung besteht hin zur Oberfläche des ersten Teils, welcher aus einem Borid, einer Borid- Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, besteht, ab. Die Konzentration des Titans fällt von der Oberfläche des ersten Teils, welcher aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik besteht hin zur Oberfläche des zweiten Teils, welcher aus Kupfer- oder einer Kupferlegierung besteht, ab. Die Konzentrationsänderung kann jeweils kontinuierlich, aber auch schlagartig erfolgen. Die Übergangszone ist im Lichtmikroskop oder im Rasterelektronen- mikroskop deutlich zu erkennen. Die Konzentrationsverläufe des Titans und des Kupfers können im Rasterelektronenmikroskop über Energie-Dispersive Analytik (EDX) bestimmt werden.

Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung ist die mittlere Härte in der Übergangszone um mindestens 10 % höher, bevorzugt um mindestens 20% höher, als die mittlere Härte des zweiten Teils, welcher aus Kupfer oder einer Kupferlegierung besteht. Härte ist der mechanische Wider- stand, den ein Körper dem Eindringen eines anderen, härteren Körpers entge- gensetzt. Hierbei werden genormte Prüfkörper unter festgelegten Bedingungen in die Werkstückoberfläche gedrückt. Vorzugsweise wird die Mikrohärteprüfung nach Vickers verwendet, es kann aber auch eine Mikrohärtemessung nach Rockwell oder Brinell erfolgen. Die Mikrohärtemessung erfolgt vorzugsweise nach DIN EN ISO 6507. Für repräsentative Härtemessungen sollten mindes- tens 10 Messungen unter gleichen Bedingungen an einer jeweils repräsentati- ven Stelle durchgeführt werden und von diesen Messungen wird ein Mittelwert gebildet, welcher den mittleren Härtewert repräsentiert.

Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform zeigen mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 70%, besonders bevorzugt mindestens 90% der Über- gangszone eine metallurgische Anbindung zu der Oberfläche des ersten Teils sowie zu der Oberfläche des zweiten Teils. Diese Verbindung als auch deren prozentueller Anteil kann zum einen zerstörungsfrei mittels einer Ultraschallun- tersuchung oder einer Röntgenuntersuchung des Verbundkörpers erfolgen und zum anderen über Anfertigung von Querschliffen und nachfolgender Untersu- chung der Übergangszone im Lichtmikroskop oder im Rasterelektronenmikro- skop. Mit Hilfe einer Ultraschall-Prüfung können Poren und nicht angebundene Bereiche zwischen dem Borid, der Borid-Basiskeramik, dem dotierten Borid, der dotierten Borid-Basiskeramik, insbesondere dem TiB 2 , und dem Kupfer oder der Kupferlegierung sichtbar gemacht werden. Die Ultraschall-Prüfung kann ausgehend von der Oberfläche des Kupfers oder der Kupferlegierung, hin zur Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid- Basiskeramik oder TiB 2 ), als auch von der keramischen Oberfläche ausgehend, hin zum Kupfer oder der Kupferlegierung, durchgeführt werden. Die Ultraschall- Prüfung liefert ein ortsaufgelöstes Bild, bei welchem meist auch in Farbe, die nichtangebundenen Bereiche und auch andere Fehlstellen am Übergang Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid- Basiskeramik oder TiB 2 ) zu Kupfer- oder der Kupfer-Legierung, flächig sichtbar werden. Die angebundenen und nichtangebundenen Bereiche sind im Bild für einen Fachmann deutlich erkennbar. Die Fläche der nichtangebundenen Bereiche wird durch aufsummieren aller im Messbereich auftretenden nichtan- gebundener Einzelflächen bestimmt. Erfindungsgemäß ist das Verhältnis der Summe aus allen nicht angebundenen Flächen zur Messfläche stets < 0,5, bevorzugt < 0,3 und besonders bevorzugt < 0,1. Dies bedeutet, dass die flächenmäßige Anbindung der Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) an das Kupfer oder an die Kupferlegierung stets höher als 50 % bevorzugt höher als 70%, besonders bevorzugt höher als 90 % ist.

Mit Hilfe einer Röntgenprüfung können Poren und nicht angebundene Bereiche zwischen der Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) und dem Kupfer oder der Kupferlegierung sichtbar gemacht werden. Die Röntgenprüfung kann ausgehend von der Oberfläche des Kupfers oder der Kupferlegierung, hin zur Keramik, als auch von der keramischen Oberfläche ausgehend, hin zum Kupfer oder der Kupfer- legierung, durchgeführt werden. Die Röntgen-Prüfung liefert ein ortsaufgelöstes Bild, bei welchem die nichtangebundenen Bereiche und auch andere Fehlstel- len am Übergang Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) zu Kupfer- oder der Kupfer-Legierung, flächig Sichtbar werden. Die angebundenen und nichtangebundenen Bereiche sind im Bild für einen Fachmann deutlich erkennbar. Die Fläche der nichtangebunde- nen Bereiche wird durch aufsummieren aller im Messbereich auftretenden nichtangebundener Einzelflächen bestimmt. Erfindungsgemäß ist das Verhält- nis der Summe aus allen nicht angebundenen Flächen zur Messfläche stets < 0,5, bevorzugt < 0,3 und besonders bevorzugt < 0,1. Dies bedeutet, dass die flächenmäßige Anbindung der Keramik (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) an das Kupfer oder an die Kupferlegierung stets höher als 50 % bevorzugt höher als 70%, besonders bevorzugt höher als 90 % ist.

Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform beträgt bei einer Zugbe- lastung zwischen dem ersten Teil und dem zweiten Teil, mit einer Belastungs- richtung normal zu den über eine Übergangszone verbundenen Oberflächen des ersten und des zweiten Teils, die Bruchspannung mindestens 15 MPa, bevorzugt > 20 MPa, besonders bevorzugt > 30 MPa, wobei die Bruchspan- nung auf den angebundenen Teil der Übergangszone bezogen ist. Mit Hilfe eines Zugversuchs nach beispielsweise DIN EN ISO 6892-1 : 2009 1 : 2009-12 kann die Bruchspannung der Verbindung, von der Keramik (Borid, Borid- Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) mit dem Kupfer- oder der Kupferlegierung, bestimmt werden. Hierbei wird der Verbund- körper derart in die Zugprüfmaschine eingespannt, sodass die Zugrichtung oder die Belastungsrichtung normal zu den über eine Übergangszone verbundenen Oberflächen der Kupfer- oder Kupferlegierung mit der Keramik (Borid, Borid- Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder Tiß2), insbe- sondere TiB 2 , liegt. Anschließend wird das Bauteil bis zum Bruch belastet. Die Messwerte des Zugversuchs werden auf die angebundene Fläche, sprich auf die reine Bruchfläche bezogen. Die Bruchfläche (angebundene Fläche) ist für einen Fachmann deutlich erkennbar. Erfindungsgemäß hergestellte Körper zeigen eine Zugfestigkeit, bezogen auf die Bruchfläche, von > 15 MPa, bevor- zugt > 20 MPa, besonders bevorzugt > 30 MPa.

Die vorliegende Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers bestehend aus einem ersten Teil und einem zweiten Teil, sowie mindestens einer Übergangszone welche zwischen einer Oberfläche oder einem Oberflächenbereich des ersten Teils und einer Oberfläche oder einem Oberflächenbereich des zweiten Teils ausgebildet wird, charakterisiert durch folgende Schritte:

- Pulvermetallurgische Herstellung des ersten Teils aus einem Borid, einer

Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid- Basiskeramik,

- Beschichten von mindestens einem Oberflächenabschnitt des ersten Teils mit mindestens einer Zwischenschicht, welche Titan oder alternativ Titan und Kupfer beinhaltet,

- Herstellung des zweiten Teils des Verbundkörpers durch Hintergießen der mit der Zwischenschicht beschichteten Oberfläche des ersten Teils mit Kupfer oder einer Kupferlegierung oder durch CGS-Beschichten der mit der Zwischenschicht beschichteten Oberfläche des ersten Teils mit Kup- fer oder einer Kupferlegierung,

- Dadurch ausbildend eine Übergangszone zwischen ersten und zweiten

Teil.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers werden die zuvor in Bezug auf das erfindungsgemäße Bauteil erläuterten Vorteile zuverlässig und prozesssicher erreicht. Ferner sind die zuvor erwähn- ten vorteilhaften Ausführungsformen der Erfindung auch für das erfindungsge- mäße Verfahren vorteilhaft.

Besonders bevorzugt ist, dass der erste Teil pulvermetallurgisch hergestellt wird, der zweite Teil über Hintergießen und dass vor dem Hintergießen die Oberfläche oder ein Teil der Oberfläche des ersten Teils mit mindestens einer Zwischenschicht aus Titan oder alternativ aus Titan und Kupfer versehen wird.

So werden unter anderem folgende positive Effekte erzielt:

- Gute Benetzbarkeit des Kupfers oder der Kupferlegierung an den mit mindestens einer Zwischenschicht versehenen ersten Teil

- Hohe Temperaturbeständigkeit des so hergestellten Verbundwerkstoffes und eine sich ausbildende Übergangszone mit einem Schmelzpunkt hö- her 600 °C

Unter Hintergießen versteht man die schmelzmetallurgische Aufbringung eines Materials auf ein Grundmaterial, wobei das Grundmaterial bei den verwendeten Prozessparametern stets im festen Aggregatszustand vorliegt. Der erste Teil wird vor dem Hintergießen an mindestens einem Oberflächenabschnitt mit mindestens einer Zwischenschicht, welche Titan oder alternativ Titan und Kupfer beinhaltet, beschichtet. Beim Hintergießen wird beispielsweise ein fest vorliegendes bulkförmiges Grundmaterials (dieses ist in der Regel mit mindes- tens einer Zwischenschicht oberflächenbeschichtet) bestehend aus einem Borid, einer Borid-Mischkeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Mischkeramik in einen Ofenraum eingebracht. Anschließend wird ein zweites Material, bestehend aus Kupfer oder einer Kupferlegierung auf das Grundmaterial aufgelegt. Danach wird der vorerst lose vorliegende, noch nicht stoffschlüssig verbundene Verbundkörper unter geeigneter Prozessatmosphä- re, eventuell mit einer Rampenfunktion erhitzt, bis das aufliegende Material bestehend aus Kupfer oder einer Kupferlegierung schmilzt und dabei das nichtschmelzende Grundmaterial benetzt. Beispielsweise liegt der Schmelz- punkt für reines Kupfer bei 1085°C. Die Temperatur des Ofens ist so zu wählen, so dass die Temperatur über der Liquiduslinie der Legierungszusammenset- zung im Phasendiagramm liegt. Beim Hintergießen muss der Ofen für eine ausreichende Zeitspanne auf einer Temperatur oberhalb der Liquiduslinie gehalten werden, sodass sich eine vollständige Schmelze des aufliegenden Kupfers oder der Kupferlegierung ausbilden kann. Es bildet sich eine Über- gangszone zwischen dem ersten Teil und dem zweiten Teil aus. Die Über- gangszone bildet sich durch das Lösen der Titan oder alternativ der Ti- tan/Kupfer Schicht(en) im durch Hintergießen aufgebrachten Kupfer oder der Kupferlegierung. Nach einer gewünschten Haltezeit oberhalb des Schmelz- punkts wird der Ofen wiederum auf unterhalb des Schmelzpunkts von Kupfer oder der Kupferlegierung abgekühlt. Der abgekühlte Verbundkörper zeigt nach Erstarrung des Kupfers oder der Kupferlegierung einen ersten Teil bestehend aus einem Borid, einer Borid-Basiskeramik, einem dotiertem Borid oder einer dotierten Borid-Basiskeramik, und einen zweiten Teil bestehend aus Kupfer oder einer Kupferlegierung und einer Übergangszone zwischen erstem und zweitem Teil, welche Ti und Kupfer beinhaltet und eine Schmelztemperatur bzw. Erweichungstemperatur von > 600°C aufweist. Optional kann eine mecha- nische Bearbeitung bzw. Nachbearbeitung des erstarrten Verbundkörpers durch Drehen, Fräsen, Schneiden, Schleifen, Läppen, Pressen, Prägen oder Walzen erfolgen. Es können im Anschluss auch Schweiß-, Löt-, Füge- oder Klebever- fahren am Verbundkörper vorgenommen werden. Des Weiteren kann der Verbundkörper im Anschluss graviert, geätzt oder erodiert werden. Neben der mechanischen Bearbeitung des Verbundkörpers können auch thermische Nachbehandlungen des Verbundkörpers erfolgen wie beispielsweise Glühen, Oxidieren oder auch Reduzieren, um gewünschte Gefüge-Eigenschaften zu erreichen.

Bevorzugt ist, dass der erste Teil pulvermetallurgisch hergestellt wird, der zweite Teil über Kaltgasspritzen (CGS) aufgebracht wird und dass vor dem aufbringen des zweiten Teils die Oberfläche oder ein Teil der Oberfläche des ersten Teils mit mindestens einer Zwischenschicht aus Titan oder alternativ aus Titan und Kupfer versehen wird.

Kaltgasspritzen (CGS) ist ein Beschichtungsverfahren, bei dem Pulverpartikel mit sehr hoher kinetischer Energie und geringer thermischen Energie auf ein Trägermaterial aufgebracht werden. Ein unter hohem Druck stehendes Pro- zessgas (beispielsweise Luft, He, N2 oder Mischungen daraus) wird mittels einer Konvergent-Divergent-Düse (auch als Überschalldüse bezeichnet) entspannt. Eine typische Düsenform stellt dabei die Laval-Düse dar. Je nach verwendetem Prozessgas sind Gasgeschwindigkeiten von beispielsweise 300 bis 1200 m/s (bei N2) bis zu 2500 m/s (bei He) erreichbar. Der Beschichtungs- stoff wird dabei beispielsweise vor dem engsten Querschnitt der Konvergent- Divergent-Düse, die einen Teil der Spritzpistole bildet, in den Gasstrom injiziert, typischerweise auf eine Geschwindigkeit von 300 bis 1200 m/s beschleunigt und auf einem Substrat abgeschieden. Ein Aufheizen des Gases vor der Konvergent-Divergent-Düse erhöht bei der Expansion des Gases in der Düse die Strömungsgeschwindigkeit des Gases und somit auch die Partikelge- schwindigkeit. Typischerweise kommt beim Kaltgasspritzen eine Gastemperatur von Raumtemperatur bis 1000°C zur Anwendung. Durch CGS lassen sich insbesondere duktile Werkstoffe mit kubisch flächenzentriertem und hexagonal dichtest gepacktem Gitter zu dichten, gut haftenden Schichten verspritzen. In der Regel wird CGS für die Aufbringung einer metallischen Schicht auf einem metallischen Substrat verwendet, die Aufbringung einer metallischen Schicht auf einem keramischen Substrat ist derzeit noch kein etabliertes Verfahren.

Beim CGS erfolgt der Schichtaufbau lagenweise aus den einzelnen Partikeln des Beschichtungsstoffs. Für die Qualität einer CGS Schicht sind die Adhäsion des Beschichtungsstoffs zum Substrat und die Kohäsion zwischen den Parti- keln des Beschichtungsstoffs entscheidend. Grundsätzlich ist die Haftung, sowohl im Bereich der Grenzfläche Beschichtungsstoff / Substrat, als auch zwischen den Partikeln des Beschichtungsstoffs, ein Zusammenspiel mehrerer physikalischer und chemischer Haftmechanismen und zum Teil noch nicht umfassend verstanden. Auf Grund der geringen Prozesstemperatur wird beim Kaltgasspritzen das Pulver nicht aufgeschmolzen, sondern trifft im nicht geschmolzenen Zustand auf das zu beschichtende Substrat auf, wodurch sich in Folge eine Schicht aufbaut. Durch die hohe kinetische Energie, auf Grund der hohen Geschwindigkeit der im Gasstrom bewegten Pulver, kommt es beim Auftreffen der Pulver an die Substratoberfläche zu einer mechanischen Ver- klammerung, wobei die Verklammerung durch die Prozesstemperatur unter- stützt wird. Derartig über Kaltgasspritzen hergestellte Schichten sind im Mikro- skop daran zu erkennen, dass die Schicht aus einzelnen Pulver-Partikeln besteht. Die Pulverpartikel in einer durch Kaltgasspritzen aufgebrachten Schicht zeigen keine Schmelzphase und sind auch in der abgeschiedenen Schicht noch deutlich zu erkennen. Die Pulverpartikel erfahren auf Grund der hohen kineti schen Aufprallenergie eine Deformation und zeigen ein Aspekt Verhältnis größer 1. Die Kristallorientierung der einzelnen Körner der aufgebrachten CGS- Schicht ist statistisch verteilt und zeigt keine Vorzugsrichtung.

Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass der Schritt des pulvermetallurgischen Herstellens des ersten Teils durch Verwendung eines TiB 2 oder eines kohlenstoffdotierten TiB 2 oder einer TiB 2 -Basiskeramik mit > 20 mol % TiB 2 , bevorzugt einer TiB 2 -Basiskeramik mit > 30 mol % TiB 2 und besonders bevorzugt einer TiB 2 -Basiskeramik mit > 50 mol % TiB 2 , erfolgt. Unter kohlenstoffdotiertem TiB 2 versteht man das Hinzufügen von bis zu 10 mol % Kohlenstoff zum TiB 2 , bevorzugt mindestens 5 mol% Kohlenstoff zum TiB 2 und besonders bevorzugt mindestens 2 mol% Kohlenstoff zum TiB 2 .

Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass mindestens eine Zwischenschicht auf einem boridischen ersten Teil (Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) bevorzugt über Kaltgasspritzen (cold gas spraying; CGS) oder alternatv über Niederdruck-Plasmaspritzen oder auch über Vakuum-Plasmaspritzen aufgebracht wird. Kaltgasspritzen (CGS) ist ein Beschichtungsverfahren, bei dem Pulverpartikel mit sehr hoher kinetischer Energie und geringer thermischen Energie auf ein Trägermaterial aufgebracht werden. Beim Plasmaspritzen werden die Pulverpartikel in einem Gasstrom geschmolzen und treffen im geschmolzenem Zustand auf einem zu beschichtenden Substrat auf. Pulverpar- tikel von plasmagespritzten Schichten weisen ebenfalls ein Aspekt Verhältnis auf, wobei bei plasmagespritzten Schichten die Schichtmorphologie auf eine Abscheidung von geschmolzenen Partikeln hinweist und sich deutlich von über CGS-hergestellten Schichten unterscheidet.

Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass mindestens eine Zwischenschicht auf einem ersten Teil (bestehend aus Borid, Borid-Basiskeramik, dotiertes Borid, dotierten Borid-Basiskeramik oder TiB 2 ) über PVD (physical vapour deposition) oder CVD (Chemical vapour deposition) aufgebracht wird. PVD- und CVD-Schichten zeigen in der Regel ein kolumnares Schichtwachstum und eine kolumnare Stängel Struktur und unter- scheiden sich deutlich von über CGS oder auch über Plasmaspritzen abge- schiedenen Schichten. PVD- und CVD-Schichten zeigen in der Regel eine Texturierung in Beschichtungsrichtung.

Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass die Zwischenschicht mehrlagig aufgebracht wird und dabei die einzelnen Lagen der mehrlagigen Zwischenschicht eine unterschiedliche Zusammensetzung aufweisen können. Einzelne Lagen der Zwischenschicht können aus im Wesentlichen reinem Titan, im Wesentlichen reinem Kupfer oder einer Mischung aus Titan- und Kupfer, oder aus einer Titan-Kupfer-Legierung bestehen.

Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass die Zwischenschicht oder mindestens eine Lage der Zwischen- schicht, mit im Mittel mindestens 10 pm Schichtdicke, bevorzugt mit im Mittel mindestens 15 pm aufgebracht wird. Die Bestimmung der Schichtdicke der Zwischenschicht erfolgt im Rasterelektronenmikroskop. Hierbei wird ein metallografischer Schliff senkrecht zur Ebene der Zwischenschicht gelegt und anschließend die Schichtdicke im Rasterelektronenmikroskop bei geeigneter Vergrößerung ausgemessen. Die Bestimmung der Schichtdicke sollte an repräsentativen Stellen des Schliffes durchgeführt werden. Hierbei sind mindes- tens zehn unterschiedliche, repräsentative Stellen bezüglich ihrer Schichtdicke zu untersuchen und ein Mittelwert zu erstellen, welcher einen Wert für die mittlere Dicke der Zwischenschicht liefert. Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass eine im Wesentlichen reine Titan-Zwischenschicht oder bei einem mehrlagigen Aufbau der Zwischenschicht, eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus im Wesentlichen reinem Titan, mit einer Schichtstärke von maximal 100 pm aufgebracht wird. Gemäß einem vorteilhaften Herstellungsverfahren der Erfindung ist es vorgese- hen, dass eine Kupfer-Titan-Zwischenschicht oder bei einem mehrlagigen Aufbau der Zwischenschicht, eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus im Wesentlichen reinem Kupfer oder eine Lage der Zwischenschicht bestehend aus Kupfer und Titan, mit einer Schichtstärke von maximal 500 pm aufgebracht wird. Durch die Duktilität des Kupfers können im Wesentlichen reine Kupfer- Schichten oder Kupfer-Titan-Schichten dicker aufgebracht werden, als im Wesentlichen reine Titan-Schichten, ohne dass es zu Delaminationen der aufgebrachten Schichten kommt.

Mit einem weiteren erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers werden die zuvor in Bezug auf das erfindungsgemäße Bauteil erläuterten Vorteile zuverlässig und prozesssicher erreicht. Ferner sind die zuvor erwähnten vorteilhaften Ausführungsformen der Erfindung auch für das erfindungsgemäße Verfahren vorteilhaft.

Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich anhand der nachfolgenden Be- schreibung von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren.

Von den Figuren zeigen:

Fig. 1 : Rasterelektromikroskopische Darstellung der Übergangszone zwischen TiB 2 und Kupfer bei Probe Nr. 1 (vgl. Tabelle 1 und 2)

Fig. 2: Oberflächenaufnahme der mit einer Zwischenschicht versehenen

Probe Nr. 1 (vgl. Tabelle 1 und 2) vor dem Hintergießen mit Kupfer

Fig. 3: Rasterelektromikroskopische Darstellung der Übergangszone zwischen TiB 2 und Kupfer bei Probe Nr. 2 (vgl. Tabelle 1 und 2)

Fig. 4: Mikrohärtemessung nach DIN in der Übergangszone des Ver- bundkörpers bei Probe Nr. 1 (vgl. Tabelle 1 und 2) Fig. 5: Mikrohärtemessung nach DIN im hintergossenen Kupfer-Teil des Verbundkörpers bei Probe Nr. 1 (vgl. Tabelle 1 und 2)

Beispiele:

Für die erfindungsgemäßen Beispiele wurden zwei zylindrische TiB 2 Ronden mittels Spark Plasma Sintern hergestellt und anschließend maschinell auf einen Durchmesser von 57 mm und einer Höhe von 12 mm gearbeitet. Vor dem Hintergießen wurde jeweils eine Oberfläche der TiB 2 Ronden mit einer ersten Ti-Zwischenschicht mittels CGS beschichtet. Folgende CGS-Prozessparameter kamen für die erste Zwischenschicht zur Anwendung (siehe Tabelle 1 ):

Tabelle 1 Nach aufbringen der ersten Ti-Zwischenschicht mittels CGS, wurde eine zweite Cu-Zwischenschicht mittels CGS aufgebracht. Folgende CGS- Prozessparameter kamen für die Aufbringung der zweiten Zwischenschicht zur Anwendung (siehe Tabelle 2):

Tabelle 2

Anschließend wurden die mit einer ersten Ti-Zwischenschicht und einer zweiten Cu-Zwischenschicht versehenen TiB 2 -Ronden wie folgendermaßen beschrie- ben, mittels Kupfer hintergossen. Der mit CGS beschichtete erste Teil wurde mit der beschichteten Seite nach oben auf den Boden eines Grafitzylinders gelegt. Der Grafitzylinder hat einen größeren Durchmesser als die beschichte- ten TiB 2 -Ronden und weist auch eine größere Höhe auf. Auf den freien Raum über der TiB 2 -Ronde wurden Kupfer-Teil(e) (sogenannte„Masseln“) aus im Wesentlichem reinem Kupfer aufgelegt.

Im Anschluss wurden die Grafitzylinder in einen Ofen gegeben und auf 900 °C in einer H 2 -Atmosphäre aufgeheizt. Nach Erreichen der 900°C wurden die Grafitzylinder in einer N 2 -Atmosphäre auf eine Temperatur von 1 150°C weiter erwärmt (Anmerkung: oberhalb der Schmelztemperatur von Kupfer, welche bei 1085°C liegt). Nach Erreichen der 1 150 °C wurde die Temperatur für 20 min gehalten. Anschließend wurden die Grafitzylinder mit einer Geschwindigkeit von 1 cm/min aus der heißen Zone des Ofens herausgeführt. Die Abkühlung des TiB 2 -Kupfer-Verbundes erfolgte somit über eine gerichtete Erstarrung der Schmelze, die zu einer spannungsfreien, dafür aber grobkristallinen Mikrostruk- tur des hintergossenen Kupfers führte. Nach der Abkühlung zeigen derart mit Kupfer hintergossene TiB 2 -Ronden eine sehr gute Anbindung zwischen den beiden Werkstoffen (TiB 2 und Kupfer), über eine ausgebildete Übergangszone. Derartig hergestellte Verbundkörper zeigen keine Risse oder Delamination im Übergang. Durch die langsame Art der Abkühlung werden auch die thermi- schen Spannungen zwischen der TiB 2 Ronde und der erstarrten Kupfer Rück- platte minimiert.

Die Figur 1 zeigt den Übergang TiB 2 /Kupfer in einer Rasterelektronenmikro- skop-Aufnahme im Querschliff (Probe Nr. 1 , vgl. Tabelle 1 ). Man erkennt in Figur 1 den ersten Teil aus TiB 2 (A, dunkler Bereich) auf der linken Seite der Abbildung, den zweiten Teil bestehend aus Kupfer (C, heller Bereich) auf der rechten Seite der Abbildung. Die Anbindung des ersten Teils an den zweiten Teil ist vollflächig über eine Übergangszone vollzogen und es sind keine Risse oder Fehlstellen erkennbar. Die Übergangszone (B) breitet sich mehr oder weniger halbkreisförmig ausgehend von der Oberfläche des TiB 2 hin zum Kupfer aus und zeigt eine mittlere Dicke von ca. 15 pm. Eine genaue Bestim- mung der Schichtdicke der Übergangszone ist bei dieser Probe schwierig, da auf Grund der Schichtbildung beim Kaltgasspritzprozess und der geringen Schichtdicke (im Verhältnis zur Pulvergröße) keine vollständige Bedeckung der TiB2-Rondenoberfläche mit einer Zwischenschicht erfolgte. Die Tiß2-Ronden- Oberfläche nach Aufbringen der zweiten Kupfer-Zwischenschicht mittels CGS ist in Figur 2 dargestellt. Der oberflächliche Bedeckungsgrad der mittels CGS- aufgebrachten Zwischenschichten beträgt ca. 50 %. Die ursprüngliche Bede- ckung der Rondenoberfläche mit den Zwischenschichten bleibt auch nach dem Hintergießen im Querschliff erkennbar und ist in Figur 1 deutlich sichtbar. Trotz der eher geringen Bedeckungsrate von ursprünglich ca. 50% zeigen derart über Hintergießen hergestellte Tiß2-Kupfer-Verbindungen eine vollflächige Anbin- dung zwischen Kupfer und T1B2 ohne Risse oder Fehlstellen im Übergangsbe- reich.

Die Figur 3 zeigt den Übergang Tiß2/Kupfer in einer Rasterelektronenmikro- skop-Aufnahme im Querschliff (Probe Nr. 2, vgl. Tabelle 1 ). Man erkennt in Figur 3 den ersten Teil aus T1B2 (A, dunkel) auf der linken Seite der Abbildung, den zweiten Teil bestehend aus Kupfer (C, hell) auf der rechten Seite der Abbildung. Die Anbindung des ersten Teils an den zweiten Teil ist vollflächig vollzogen. Die Übergangszone (B) breitet sich vollflächig von der Oberfläche des T1B2 ausgehend hin zum Kupfer aus und zeigt eine mittlere Dicke von ca. 200 pm. Auf Grund der deutlich dicker aufgebrachten Zwischenschichten bei Probe Nr. 2, verglichen mit Probe Nr. 1 (Figuren 1 und 2), wird die Oberfläche des T1B2 vollständig durch die Zwischenschichten bedeckt, was auch im dargestellten Querschnitt in Figur 3 deutlich zu erkennen ist.

Figur 4 zeigt eine Mikrohärtemessung im Übergangsbereich (B) der Probe Nr. 1 nach DIN EN ISO 6507, und Figur 5 zeigt eine Mikrohärtemessung im hinter- gossenen zweiten Teil bestehend aus Kupfer (C), der Probe Nr. 1 . Der hinter- gossene zweite Teil zeigt eine Mikrohärte von im Mittel 83 HV0,1 und die Übergangszone zeigt eine Mikrohärte von im Mittel 159 HV0,1. Das heißt, die mittlere Härte im Übergangsbereich der Probe Nr. 1 ist um mehr als 90 % höher als die mittlere Härte des zweiten Teils, bestehend aus im Wesentlichen reinem Kupfer.