Hartmetalle, Cermets, Hartstoffe und Werkzeugstähle werden für Werkzeuge und Bauteile eingesetzt, die einer hohen verschleißenden Beanspruchung ausgesetzt sind. Unter Hartmetall versteht man einen Verbundwerkstoff, der aus einer Hartstoffphase und einem metallischen Binder aufgebaut ist. Die Werkstoffgruppe der Cermets umfasst alle Werkstoffe, die aus einer oder mehreren keramischen Phasen und aus einer oder mehreren metallischen Phasen aufgebaut sind. Unter Hartstoffe werden alle Stoffe mit einer Härte von >1000 HV zusammengefasst. Dies sind Verbindungen von Elementen der IVa bis Vla Gruppen des Periodensystems mit den Elementen Kohlenstoff, Stickstoff, Bor oder Silizium. Jedoch auch Diamant, kubisches Bornitrid, Siliziumkarbid, Aluminiumnitrid, Sialone, Aluminiumoxid, Aluminiumnitrid und Siliziumnitrid, um die wichtigsten zu nennen, fallen in diese Werkstoffgruppe.

Werkzeugstähle sind nach DIN 17 350 Stähle, die durch ihre Anwendung in Werkzeugen definiert sind.

Um die Verschleißfestigkeit zu erhöhen, werden speziell auf Hartmetallen, Cermets und Werkzeugstählen auch hochverschleißfeste Hartstoffschichten auf der Basis von Karbiden, Nitriden, Boriden, Siliziden und Oxiden aufgebracht.

Diese Schichten weisen Härten auf, die üblicherweise im Bereich 1500 HV bis 4000 HV liegen. Beispielhaft sei auf Ein-oder Mehrlagenschichten bestehend aus Titancarbid, Titannitrid, Titancarbonitrid oder Aluminiumoxid verwiesen.

In der nachfolgenden Beschreibung wird das auf Verschleiß und Reibung beanspruchte Werkzeug bzw. Bauteil der Einfachheit wegen als Verschleißkörper bezeichnet. Im Beanspruchungsfall umfasst das tribologische System neben diesem Verschleißkörper noch den Verschleiß und Reibung

verursachenden Gegenkörper, gegebenenfalls Zwischenstoffe, die einwirkenden Kräfte, den Bewegungsablauf und die Umgebungseinflüsse.

Speziell wenn die einwirkenden Kräfte und die Relativgeschwindigkeit zwischen Verschleißkörper und Gegenkörper hoch sind, kommt es im Grenzbereich Verschleißkörper/Gegenkörper zu einer deutlichen Temperaturerhöhung. So werden an der Oberfläche eines Zerspanungswerkzeuges Temperaturen von 1000°C und darüber gemessen. Die Ursachen dafür sind die Verformungs-und Trennarbeit in der Scherzone, Reibung des Spanes an der Spanfläche und Reibung des Werkstückes an der Freifläche. Jedoch auch im Falle von Bauteilen, die beispielsweise als Umformwerkzeuge eingesetzt werden, kommt es zu einer deutlichen Erhöhung der Oberflächentemperatur. So treten bei Ziehsteinen Temperaturspitzen von 1100°C auf. Um diese Temperaturerhöhung so gering wie möglich zu halten, werden Schmier-bzw. Kühlschmiermittel in Form von Flüssigkeiten, Suspensionen oder Dispersionen, die kontinuierlich zugeführt werden, eingesetzt.

Neben Schmier-bzw. Kühlschmiermitteln, die im Beanspruchungsfall zugeführt werden, sind auch Lösungen bekannt, sogenannte Feststofftrockenschmierfilme auf dem Verschleißkörper abzuscheiden. Diese Festschmierstoffe weisen zumeist einen Kristallaufbau mit stark richtungsabhängigen Bindungskräften auf. Beispiele dafür sind Graphit, hexagonales Bornitrid und Molybdändisulfid.

Eine wirkungsvolle Verminderung des Reibwertes. wird bei MoS2 nur bis 500°C beobachtet, da bei höheren Temperaturen Sublimation auftritt. Bornitrid und Graphit sind unter oxidierenden Bedingungen bis ca. 900°C beständig.

In der DD 202 898 wird vorgeschlagen auf Schnitt-, Stanz-, Zieh-und Zerspanungswerkzeugen oder Lagern Molybdändisulfid durch Sputtern aufzutragen. Um eine entsprechende Schmierwirkung zu erzielen, soll diese Schicht eine hexagonale Gitterstruktur aufweisen.

Auch die EP 0 534 905 schlägt eine PVD-Beschichtung von Zerspanungswerkzeugen mit Molybdänsulfid vor. Diese Sulfidschichten sind sehr weich und werden rasch abgerieben. Es sind zwar die Reibungskräfte auch nach dem Abreiben der Schicht durch in die Randzone inkorporierte Partikeln vermindert, jedoch dies nicht in ausreichendem Maße. Um die

Standzeit dieser Schichten zu erhöhen, wurden diverse Schichtkomposite vorgeschlagen.

So beschreibt die WO 00/52223 eine Viellagenschicht mit der Schichtfolge Mo-reiche Schicht/MoS2-reiche Schicht.

Die WO 97/04142 beschreibt ein Verfahren zur gleichzeitigen Abscheidung von MoS2 und einem Metall oder einer Metallverbindung wie Titan oder Titannitrid mittels eines speziellen PVD-Verfahrens. Jedoch ist auch bei dieser Schicht bei Einstellung einer ausreichenden Verschleißbeständigkeit, die durch einen hohen Anteil an beispielsweise Titannitrid erreicht werden kann, die reibungsvermindernde Wirkung nicht ausreichend.

Auch Oxide als Feststoffschmiermittel wurden untersucht. So wurden Vanadium-und Wolframoxide mit im Bezug auf den Sauerstoffgehalt unterstöchiometrischer Zusammensetzung vorgeschlagen. Diese Oxide bilden sogenannte Magneliphasen und sind unter oxidierendem Milieu bis zu hohen Temperaturen stabil. Die reibungsvermindernde Wirkung ist im Falle hoher Lastkollektive und hoher Relativgeschwindigkeiten zwischen Verschleißkörper und Gegenkörper jedoch nicht ausreichend.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher die Bereitstellung eines Werkzeuges oder Bauteiles mit hoher Verschleißbeständigkeit und einem, im Kontakt mit dem Verschleißkörper niedrigen Reibwert.

Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch ein Werkzeug oder Bauteil gelöst, bei dem der auf Verschleiß und Reibung beanspruchte Oberflächenbereich teilweise oder vollständig aus einer oder mehreren festen Phase (n) aufgebaut ist, deren Schmelz-oder deren Solidustemperatur niedriger ist, als die im Beanspruchungsfall beim Kontakt mit dem Verschleiß und Reibung verursachenden Körper im Oberflächenbereich des Werkzeuges oder Bauteiles maximal auftretende Temperatur oder die im Beanspruchungsfall zumindest teilweise eine oder mehrere Phasen ausbildet bzw. ausbilden, deren Schmelz- oder deren Solidustemperatur niedriger ist, als die im Beanspruchungsfall beim Kontakt mit dem Verschleiß und Reibung verursachenden Körper im

Oberflächenbereich des Werkzeuges oder Bauteiles maximal auftretende Temperatur.

Beim erfindungsgemäßen Werkzeug oder Bauteil bildet sich in-situ ein flüssiger Schmierfilm aus. Unter in-situ ist zu verstehen, dass sich eine oder mehrere flüssige, als Schmierfilm fungierende Phase (n) erst im Beanspruchungsfall bildet bzw. bilden. Diese Phase (n) liegt bzw. liegen, wenn der Verschleißkörper keiner Beanspruchung unterliegt, im festen Zustand vor. Die Verringerung des Reibwerts tritt im wesentlichen erst bei Temperaturen auf, wo zumindest teilweise eine oder mehrere flüssige Phase (n) auftritt bzw. auftreten. Durch geeignete Wahl dieser Phase (n) ist es möglich, beanspruchungskontrolliert den Reibwert zu senken. Darunter ist zu verstehen, dass die Schmierfilmbildung dann auftritt, wenn der Verschleißkörper eine bestimmte Oberflächentemperatur erreicht. Damit ist es möglich die Werkzeug-bzw. Bauteilstandzeit deutlich zu erhöhen, wie dies in den Beispielen dokumentiert ist. Für die Auswahl dieser in-situ einen flüssigen Schmierfilm bildenden Phase (n) kommen Elemente, Legierungen, intermetallische Phasen und Verbindungen in Frage, die im Beanspruchungsfall bei Erreichen der kritischen Einsatztemperatur teilweise oder vollständig in den flüssigen Zustand übergehen. Es kommen jedoch auch Elemente, Legierungen, intermetallische Phasen und Verbindungen in Frage, die im Beanspruchungsfall durch Oxidation, Zersetzung oder sonstiger chemischer Reaktion Phasen bilden, die bei Erreichen der kritischen Einsatztemperatur teilweise oder vollständig in den flüssigen Zustand übergehen. Dieser flüssige Zustand kann dabei nur kurzzeitig und/oder lokal auftreten, um Temperaturspitzen zu vermeiden. Im Regelfall ist der Verschleißkörperaufbau so gewählt, dass sich im Belastungsfall immer eine oder mehre flüssige Phasen ausbilden. Beispiele für im flüssigen Zustand den Reibwert vermindernde Phasen sind oxidische Phasen der Metalle B, V, Cr, Mo, W, Mn, Re, Fe, Co, Ni, Ge, Pb, Cu oder Ag. Durch geeignete Wahl der Oxide oder durch Verwendung von Mischoxiden kann die kritische Temperatur, bei der eine Verringerung des Reibwerts erfolgen soll, gezielt und anwendungsorientiert eingestellt werden. So schmilzt B205 beispielsweise bei 450°C, während bei GeO2 erst bei 1100°C flüssige Phase auftritt. Durch

Verwendung von mehreren Oxiden oder Mischoxiden ist es möglich, flüssige Phase über einen weiten Temperaturbereich zu bilden.

Neben Oxiden sind auch metallische, vorzugsweise oxidationsbeständige Elemente wie beispielsweise Au, Cu oder Ag oder deren Legierungen geeignet.

Des weiteren ist es möglich, Elemente, Legierungen und/oder Verbindungen zu verwenden, die im Beanspruchungsfall oxidieren, sich zersetzen oder eine sonstige chemische Reaktion eingehen, wodurch eine oder mehrere Phase (n) entsteht bzw. entstehen, die wiederum bei Erreichen der kritischen Temperatur teilweise oder vollständig aufschmilzt bzw. aufschmelzen. Als Elemente Verbindungen, die durch Oxidation in eine Phase übergehen, die im schmelzflüssigen Zustand den Reibwert senkt, sind beispielhaft B, V, Cr, Mo, W, Mn, Re, Co und Ni bzw. die Karbide, Nitride, Karbonitride und Boride der Elemente der Gruppe IV, V, und VI zu nennen. Als besonders vorteilhaft haben sich dabei die Nitride der Metalle Cr, W und V gezeigt.

Auch intermetallische Phasen sind geeignet, die im Beanspruchungsfall durch Zersetzen, Oxidation oder sonstige chemische Reaktion eine oder mehrere Phase (n) bilden, deren Schmelz-oder deren Solidustemperatur niedriger ist, als die im Beanspruchungsfall beim Kontakt mit dem Verschleiß und Reibung verursachenden Körper im Oberflächenbereich des Werkzeuges oder Bauteiles maximal auftretende Temperatur. Besonders vorteilhaft dabei sind intermetallische Phasen, die Al, Y, Sc oder Lanthanide enthalten.

Bei der Bauteil-bzw. Werkzeugherstellung kann auf bewährte Technologien zurückgegriffen werden. So kann der auf Reibung und Verschleiß beanspruchte Oberflächenbereich mittels Beschichtungsverfahren, Implantierverfahren oder durch pulvermetallurgische Verfahrenstechniken hergestellt werden. Die reibungsvermindernd wirkenden Phasen können einen gestuften oder einen gradierten Konzentrationsverlauf aufweisen. Beispiele für einen gestuften Konzentrationsverlauf sind Zwei-oder Mehrlagenschichten. Im Falle einer Zweilagenschicht ist die dem Grundkörper nähere Lage vorteilhafterweise aus einer oder mehreren Hartstoffphasen aufgebaut. Als besonders vorteilhafte Hartstoffphasen sind die Oxide, Nitride, Karbide, Karbonitride und Boride der

Elemente Al, Ti, Zr und/oder Hf zu nennen. Die äußere, dem Verschleiß und Reibung verursachenden Körper benachbarte Lage enthält eine oder mehrere feste Phase (n), die im Beanspruchungsfall teilweise oder vollständig in den flüssigen Zustand übergeht bzw. übergehen oder die im Beanspruchungsfall beispielsweise durch Zersetzung oder Oxidation eine oder mehrere Phase (n) ausbildet bzw. ausbilden, die beim Kontakt mit dem Gegenkörper aufschmilzt bzw. aufschmelzen. Der erfindungsgemäße Oberflächenbereich des Verschleißkörpers kann auch als Mehrlagenschicht ausgeführt sein, mit der abwechselnden Schichtfolge Hartstoffschicht und reibungsvermindernde Schicht.

Die im flüssigen Zustand reibungsvermindernden Phasen können jedoch auch in fein verteilter Form in eine Hartstoffschicht mittels Co-Beschichtungsverfahren eingelagert werden. Unter fein verteilter Form ist zu verstehen, dass die Größe der reibungsvermindernd wirkenden Phasen im Nano-bis Mikrometerbereich liegt.

Als besonders geeignete Beschichtungstechniken sind PACVD und PVD-Verfahren und hier wiederum das Sputtern zu nennen.

Ein gradierter Konzentrationsverlauf kann durch Implantierverfahren erzielt werden. So können beispielsweise Metallatome in eine Hartstoffschicht eingebracht werden. Es eignen sich dazu beispielsweise Ag oder Au, die im Beanspruchungsfall nicht oxidieren und durch Aufschmelzen den Reibwert senken. Es können jedoch auch Elemente wie beispielsweise Mo, W oder V eingelagert werden, die im Beanspruchungsfall durch beispielsweise Oxidation Phasen ausbilden, die im schmelzflüssigen Zustand reibungsvermindernd wirken.

Der Verschleißkörper kann so gestaltet sein, dass die gesamte Oberfläche den erfindungsgemäßen, reibungsvermindernden Aufbau aufweist. Dies ist dann fertigungstechnisch sinnvoll, wenn große Bereiche auf Verschleiß und Reibung beansprucht werden. Auch bei Anwendung von PVD-und CVD-Beschichtungsverfahren ist es üblicherweise kostengünstiger, die gesamte Oberfläche des Verschleißkörpers zu beschichten. Die erfindungsgemäße Ausgestaltung der Verschleißkörperoberfläche kann jedoch auch nur lokal durchgeführt werden. Dies kann beispielsweise bei Anwendung von Implantier-oder Slurryverfahrenstechniken technologisch sinnvoll sein.

Die erfindungsgemäße Werkzeug-bzw. Bauteilgestaltung kann bei einer Vielzahl von Anwendungen zu einer Standzeiterhöhung führen. Beispielhaft seien dabei Werkzeuge für die spanende Metallbearbeitung genannt. Die erfindungsgemäße Ausgestaltung der Oberfläche verhindert lokale, thermische Überbelastungen.

Damit treten Werkzeugschädigungen, wie beispielsweise Risse, erst nach längerer Beanspruchungszeit auf. Wirtschaftliche und umweltschonende Verfahrenstechniken, wie die Trockenbearbeitung und die Minimalmengenschmierung können bei Verwendung erfindungsgemäßer Bauteile bzw. Werkzeug einfacher und kostengünstiger realisiert werden.

Neben der spanenden Bearbeitung können erfindungsgemäße Werkzeuge oder Bauteile auch vorteilhaft für sogenannte Verschleißteile eingesetzt werden.

Unter Verschleißteilen versteht man üblicherweise Werkzeuge und Bauteile, bei denen Verschleiß nicht durch einen abgleitenden Span verursacht wird.

Beispielhaft seien dafür Werkzeuge für die Umformtechnik genannt. So können bei Verwendung erfindungsgemäßer Werkzeuge nicht nur die Standzeit, sondern auch die Oberflächengüte des verformten Produktes, beispielsweise eines Drahtes, erhöht werden.

Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher beschrieben.

Beispiel 1 Handelsübliche Hartmetallschneideinsätze der Type TNMG 270616 der Zusammensetzung WC-6 Gew. % Mischkarbid-5,8 Gew. Co, beschichtet mit einer 12 um dicken TiCN/AI203 CVD Schicht wurden mittels PVD-Technik mit einer Al2Au Deckschicht versehen. Die Beschichtung wurde dabei mittels nichtreaktiver Kathodenzerstäubung unter Verwendung eines mit Gold belegten AI-Targets hergestellt. Die Schichtdicke der einlagigen Al2Au Schicht betrug 2, 5 um.

So hergestellte Proben wurden Zerspanungsversuchen unterzogen, wobei als zu zerspanendes Teil ein Ck 60 Welle (Durchmesser ca. 300 mm) zur Verwendung kam.

Die Schnittparameter lauteten wie folgt : Vc (Schnittgeschwindigkeit) = 130 m/min, 150 m/min, 180 m/min f (Vorschub) = 1,5 mm/Umdrehung ap (Schnitttiefe) = 3 mm Eine Verschleißmarkenbreite von 0,3 mm wurde als Standzeitende definiert.

Bei einer Schnittgeschwindigkeit von 130 m/min betrug die Standzeit eines mit Al2Au beschichteten Einsatzes 10 min. Dies entspricht der Standzeit eines nicht mit Al2Au beschichteten Einsatzes. Bei Erhöhung der Schnittgeschwindigkeit auf 150 m/min sank die Standzeit Al2Au beschichteter Einsätzen auf 8 min, bei nicht mit Al2Au beschichteten Einsätzen auf 5 min.

Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen zeigten eine Gefügekonsistenz, die auf lokales Aufschmelzen der Al2Au Schicht zurückzuführen ist. Bei einer weiteren Erhöhung der Schnittgeschwindigkeit auf 180 m/min betrug die Standzeit des mit Al2Au beschichteten Einsatzes 1,7 min und die des nicht mit Al2Au beschichteten Einsatzes 0,8 min.

Beispiel 2 Es wurden Hartmetallproben der Zusammensetzung WC-10 Gew. % Co- 0,3 Gew. % VC mittels üblicher Methoden hergestellt. Durch Co-Sputtern mittels reaktiver Kathodenzerstäubung wurden unter Verwendung eines TiAI und eines Ag Targets TixAIyN1 x-y/Ag Beschichtungen hergestellt, mit x = 0,165 und y = 0,335. Die Schichtdicke der einlagigen TiAIN/Ag-Nanocomposite-Schichten betrug 2, 5-3 um. Der Ag Gehalt in den Schichten wurde von 0,1 Gew. % bis 30 Gew. % variiert.

Das tribologische Verhalten wurde mittels eines Kugel/Scheibe-Tribometers bestimmt, wobei die Kugel aus dem Kohlenstoffstahl Ck60 und die Scheibe aus dem TiAIN/Ag-beschichteten Hartmetall bestand.

Folgende Prüfparameter kamen zur Anwendung : Normalkraft= 2 N Relativgeschwindigkeit= 10 cm/s Radius der Verschleißspur= 5 mm Gleitweg= 1000 m.

Bei Raumtemperatur konnten zwischen den Reibpartnern Ck60-Stahl und den beschichteten Hartmetallproben Reibwerte von p = 0,5-0, 7 gemessen werden.

Bei einer Prüftemperatur von 1000°C betrugen die Reibwerte p 0,08-0, 35.

Vergleichweise wurden auch die Reibwerte unbeschichteter Hartmetallproben identer Zusammensetzung ermittelt. Diese betrugen bei Raumtemperatur 0,55-0, 78 und bei 1000°C 0,69-0, 88.

Beispiel 3 Ein handelsüblicher Hartmetallschneideinsatz der Zusammensetzung WC-6 Gew. % Co der Type CNMA 120408 wurde mittels Laserablation (Nd : YAG-LASER-1064nm) strukturiert. Auf der Oberfläche wurden dadurch Muster mit nicht periodisch wiederkehrenden Vertiefungen gebildet. Die Vertiefungen hatten einen Durchmesser von und eine Tiefe im Bereich von 80 um und 150 pm. Auf diesen so strukturierten Schneideinsatz wurde zunächst mittels CVD-Technik eine 12 pm dicke TiCN/AI203 CVD-Schicht aufgebracht. In weiterer Folge wurde eine 2 pm dicke, einlagige Ag-Schicht durch reaktive Kathodenzerstäubung mittels unbalancierter Magnetronanordnung unter Verwendung von Argon als Arbeitsgas aufgebracht.

So hergestellte Schneideinsätze und Vergleichsproben wurden Zerspanungsversuchen unterzogen, wobei nach jeweils zwei Minuten Verschleißzeit die Verschleißmarkenbreite an der Spanfläche und an der Freifläche ermittelt wurde.

Die Vergleichsproben unterschieden sich von den erfindungsgemäßen Proben nur darin, dass diese keine Ag-Schicht aufwiesen.

Versuchsbedingungen des Zerspanungsversuches : Zerspanter Werkstoff : Ck45 Welle (Durchmesser ca. 300 mm) Vc (Schnittgeschwindigkeit) = 320 m/min f (Vorschub) = 0,3 mm/Umdrehung ap (Schnitttiefe) = 2,0 mm

Es zeigt sich, dass nach 8 min. Testzeit bei den erfindungsgemäßen Proben die Verschleißmarkenbreite an der Spanfläche (Kolkmarkenbreite) bei 0,7 mm und die Verschleißmarkenbreite der Freifläche bei 0,25 mm lagen. Die entsprechenden Werte der Vergleichsproben lagen bei 1,0 mm bzw. bei 0,35 mm.