Die vorliegende Erfindung betrifft ein beschichtetes Werkzeug mit einem Substrat und einer auf dem Substrat abgeschiedenen Hartstoffbeschichtung, die unter anderem eine feinkörnige Titandiborid-Schicht aufweist.

Insbesondere bei einer zerspanenden Bearbeitung von metallischen

Werkstoffen kommen neben unbeschichteten Werkzeugen aus z.B. Hartmetall oder Cermet bereits seit vielen Jahren auch beschichtete Werkzeuge zum Einsatz, bei denen auf dem ein Substrat bildenden Werkzeugkörper eine Hartstoffbeschichtung abgeschieden ist, um die Verschleißbeständigkeit und Zerspanungseigenschaften des Werkzeugs weiter zu verbessern. Das

Werkzeug kann dabei z.B. einstückig aus dem Substratmaterial mit einem Schaft zur Verbindung mit einer Bearbeitungsmaschine ausgebildet sein, wie z.B. als sogenanntes Vollhartmetallwerkzeug, es kann insbesondere aber auch bevorzugt als ein auswechselbarer Schneideinsatz ausgebildet sein, der auswechselbar an einem Werkzeuggrundkörper befestigt werden kann.

Hartmetall und Cermet sind jeweils Verbundwerkstoffe, bei denen

Hartstoffteilchen, die den überwiegenden Bestandteil des Verbundwerkstoffs bilden, in einen duktilen metallischen Binder eingebettet sind, der einen deutlich geringeren Anteil des Verbundwerkstoffs bildet. Zumindest in dem Fall eines hohen Anteils an Hartstoffteilchen hat der Verbundwerkstoff dabei eine aus den Hartstoffteilchen gebildete Skelett- oder Gerüst-Struktur, deren Zwischenräume durch den duktilen metallischen Binder gefüllt sind. Die Hartstoffteilchen können dabei insbesondere zumindest überwiegend durch Wolframkarbid, Titankarbid und/oder Titankarbonitrid gebildet sein, wobei in geringeren Mengen zusätzlich z.B. auch andere Hartstoffteilchen, insbesondere Karbide der Elemente der Gruppen IV bis VI des Periodensystems der Elemente, vorhanden sein können. Der duktile metallische Binder besteht üblicherweise zumindest überwiegend aus Cobalt, Nickel, Eisen oder einer Basislegierung von zumindest einem dieser Elemente. Es können allerdings in geringeren Mengen auch noch andere Elemente in dem metallischen Binder gelöst sein. Unter einer Basislegierung ist dabei zu verstehen, dass dieses Element den überwiegenden Bestandteil der Legierung bildet. Am häufigsten kommt Hartmetall zum Einsatz, bei dem die Hartstoffteilchen zumindest überwiegend durch Wolframkarbid gebildet sind und der metallische Binder eine Cobalt- oder Cobalt-Nickel-Basislegierung ist. EP 2 209 929 B1 beschreibt ein Werkzeug für die spanabhebende Bearbeitung mit einem Substratmaterial und einer auf dem Substratmaterial abgeschiedenen Hartstoffbeschichtung, die eine durch ein thermisches CVD-Verfahren abgeschiedene Titandiborid-Schicht mit einem sehr feinkörnigen Gefüge aufweist.

In„Investigation of the origin of compressive residual stress in CVD T1B2 hard coatings using Synchrotron X-ray nanodiffraction" von N. Schalk et al. in Surface and Coatings Technology, Vol. 258, 2014, S. 121-126, ist unter„Experimental methods" unter anderem beschrieben, wie Spannungszustände in

Hartstoffbeschichtungen mittels Synchrotron-Untersuchungen bestimmt werden können.

Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die Schichthaftung einer

feinkörnigen Titandiborid-Schicht bei einem Werkzeug noch weiter zu

verbessern und einen weiter verbesserten Betrieb eines beschichteten

Werkzeugs zu ermöglichen.

Die Aufgabe wird durch ein beschichtetes Werkzeug nach Anspruch 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.

Das beschichtete Werkzeug hat ein Substrat und eine auf dem Substrat abgeschiedene Hartstoffbeschichtung. Die Hartstoffbeschichtung weist ausgehend von dem Substrat einen Schichtaufbau in der folgenden

Reihenfolge auf: eine Titannitrid-Schicht, eine Titanbornitrid-Übergangsschicht und eine Titandiborid-Schicht. Die Titanbornitrid-Übergangsschicht weist einen von der Titannitrid-Schicht in Richtung der Titandiborid-Schicht zunehmenden Borgehalt auf. Der Borgehalt der Titanbornitrid-Schicht übersteigt nicht

15 at.-%. Die Titanbordnitrid-Übergangsschicht mit einem in Richtung der Titandiborid- Schicht zunehmenden Borgehalt führt zu einer deutlichen Verbesserung der Schichthaftung der Hartstoffbeschichtung. Insbesondere wird ein sich nachteilig auswirkender starker Sprung in den Eigenspannungen in der

Hartstoffbeschichtung an der Grenze zu der Titandiborid-Schicht vermieden. Da der Borgehalt in der Titanbornitrid-Übergangsschicht - auch nahe der

Titandiborid-Schicht - einen Wert von 15 at.-% nicht übersteigt, wird dabei eine Bildung von Phasen mit hexagonaler Kristallstruktur, die sich negativ auf die Eigenschaften der Hartstoffbeschichtung auswirken würden, in der

Titanbornitrid-Übergangsschicht zuverlässig vermieden. Es ist zu beachten, dass die Titannitrid-Schicht zwar eine exakt stöchiometrische

Zusammensetzung aufweisen kann, dies aber nicht zwingend ist. Das

Verhältnis zwischen Titan und Stickstoff in der Titannitrid-Schicht kann auch von dem stöchiometrischen Verhältnis abweichen, insbesondere kann die Titannitrid-Schicht eine Zusammensetzung TiNx mit 0,95 < x < 1 ,05 haben. Auch in der Titandiborid-Schicht kann eine leichte Abweichung von dem exakt stöchiometrischen Verhältnis vorliegen. In der Titanbornitrid-Übergangsschicht nimmt der Stickstoffgehalt mit zunehmendem Borgehalt, d.h. mit zunehmendem Abstand von der Titannitrid-Schicht, ab. Auch in dieser Schicht ist das

Verhältnis zwischen Titan einerseits und Stickstoff/Bor andererseits aber nicht zwingend exakt stöchiometrisch, sondern kann auch leicht überstöchiometrisch oder unterstöchiometrisch sein. Der Borgehalt in den verschiedenen Bereichen der Titanbornitrid-Übergangsschicht kann z.B. mittels GDOES (Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy) zuverlässig bestimmt werden. Bevorzugt nimmt der Borgehalt der Titanbornitrid-Schicht in Richtung der Titandiborid-Schicht auf zumindest 2, bevorzugt mindestens 5 at.-% zu. Es ist zu beachten, dass die Titandiborid-Schicht zwar die äußerste Schicht der Hartstoffbeschichtung bilden kann, es aber auch möglich ist, dass auf der Titandiborid-Schicht noch eine oder mehrere weitere Schichten abgeschieden sein können, z.B. insbesondere eine Titannitrid-Deckschicht.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titanbornitrid-Übergangsschicht eine Schichtdicke von 0,1-4,0 pm auf. In diesem Fall wird einerseits ein sehr guter Übergang der Spannungszustände in den verschiedenen Schichten der Hartstoffbeschichtung ermöglicht, der bei einer dünneren Schichtdicke nicht erreicht würde, und andererseits ist die Titanbornitrid-Übergangsschicht noch ausreichend dünn, sodass eine Verschlechterung der Hartstoffbeschichtung aufgrund einer zu großen Dicke zuverlässig vermieden wird. Die Titanbornitrid- Übergangsschicht kann bevorzugt eine Schichtdicke von 0,2-2,0 pm aufweisen.

Gemäß einer Weiterbildung nimmt der Borgehalt der Titanbornitrid- Übergangsschicht stufenartig zu. In diesem Fall kann die Zunahme des

Borgehalts von der Titannitrid-Schicht in Richtung der Titandiborid-Schicht in prozesstechnisch besonders einfacher und zuverlässiger Weise eingestellt werden und dabei die Ausbildung hexagonaler Phasen in der Titanbornitrid- Übergangsschicht zuverlässig vermieden werden.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titannitrid-Schicht eine Schichtdicke von 0,1-2,0 pm auf. In diesem Fall wird eine besonders gute Anbindung der

Hartstoffbeschichtung an dem Substrat erreicht und es kann insbesondere auch zuverlässig die Ausbildung einer borhaltigen Diffusionszone an der Oberfläche des Substrats verhindert werden. Bevorzugt kann die Titannitrid-Schicht eine Schichtdicke von 0,3-1,5 pm aufweisen.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titandiborid-Schicht eine Schichtdicke von 0,2-15,0 Mm auf. Die Schichtdicke der Titandiborid-Schicht kann dabei in diesem Bereich vorteilhaft in Bezug auf das zu bearbeitende Material und die gewünschten Bearbeitungsbedingungen optimiert werden. Bevorzugt kann die Titandiborid-Schicht eine Schichtdicke von 1 ,0-10,0 pm aufweisen.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titandiborid-Schicht

Druckeigenspannungen in einem Bereich von -2,5 ± 2 GPa auf, bevorzugt in einem Bereich von -2,5 ± 1 GPa. Die Bestimmung der Druckeigenspannungen in der Titandiborid-Schicht kann dabei in allgemein bekannter Weise

röntgenographisch mittels des sin ² i|/-Messverfahrens erfolgen, wie es in der eingangs zitierten Veröffentlichung von N. Schalk et al. in Surface and Coatings Technology, Vol. 258, 2014, S. 121-126 mit den dortigen weiteren

Verweisungen beschrieben ist. Folgende Werte wurden für die Berechnung der Eigenspannungen verwendet: Elastizitätsmodul 565 GPa, Poissonzahl 0.108 (s. Journal of research of NIST vol 105 n°5 2000). In dem Fall, dass die

Eigenspannungen der Titandiborid-Schicht in diesem Bereich liegen, wird eine besonders gute Beständigkeit der Hartstoffbeschichtung erreicht, die sich insbesondere besonders gut für eine zerspanende Bearbeitung von

Titanlegierungen und anderen Nichteisenlegierungen eignet.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titandiborid-Schicht eine Härte von > 40 GPa auf. Die Härte der Titandiborid-Schicht kann dabei insbesondere bevorzugt in dem Bereich 40-50 GPa liegen. Die Härte kann dabei

insbesondere mittels Nanoindentierung mit einem Berkovich-Eindringkörper aus Diamant zuverlässig bestimmt werden.

Gemäß einer Weiterbildung ist das beschichtete Werkzeug ein

Zerspanungswerkzeug für Titanlegierungen und/oder andere

Nichteisenlegierungen. In diesem Fall zeigt die erfindungsgemäße

Hartstoffbeschichtung besonders deutliche Vorteile gegenüber herkömmlichen Beschichtungen. Bevorzugt kann das beschichtete Werkzeug als

Zerspanungswerkzeug für Titanlegierungen ausgebildet sein.

Gemäß einer Weiterbildung ist das Substrat ein Hartmetall mit einer

Hartstoffphase, die überwiegend aus Wolframkarbid besteht, und einer

Binderphase, deren Hauptbestandteil in Gewichtsprozent Cobalt ist. In diesem Fall ist die Kombination aus Substrat und Hartstoffbeschichtung besonders gut für Zerspanungswerkzeuge geeignet. Das Substrat kann neben Wolframkarbid auch noch weitere, andere Hartstoffteilchen in geringeren Mengen aufweisen, insbesondere z.B. kubische Karbide von Elementen der Gruppen IV bis VI des Periodensystems der Elemente. Die Binderphase kann neben Cobalt auch noch weitere Bestandteile aufweisen, insbesondere also eine Cobalt-Basislegierung sein. Es können insbesondere neben Wolfram aus der Hartstoffphase z.B. auch noch Chrom, Molybdän, Ruthenium und weitere Metalle in der Binderphase vorliegen. Gemäß einer Weiterbildung beträgt die Binderphase 5-17 Gew.-% des

Hartmetalls. Die Menge der Binderphase kann dabei vorteilhaft auf das jeweils mit dem Werkzeug zu bearbeitende Material und die Bearbeitungsparameter abgestimmt werden.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Binderphase einen Anteil von 6-16 Gew.-% der Binderphase Ruthenium auf. Insbesondere die Kombination eines Hartmetalls mit einer solchen Zusammensetzung als Substrat und der angegebenen Hartstoffbeschichtung hat sich als besonders geeignet für eine spanabhebende Bearbeitung von insbesondere Titanlegierungen erwiesen.

Gemäß einer Weiterbildung ist eine Grenzfläche des Substrats zu der

Hartstoffbeschichtung hin frei von η-Phase und im Wesentlichen frei von Bor. Unter η-Phase werden im technischen Gebiet von Hartmetall (cemented carbide) komplexe Karbide von insbesondere Cobalt und Wolfram verstanden, die sich insbesondere unter stark kohlenstoffdefizitären Bedingungen ausbilden und zu einer unerwünschten Versprödung des Hartmetalls führen. Eine borhaltige Diffusionszone in dem Randbereich des Substrats würde sich ebenfalls negativ auf die Schichthaftung und folglich auf die Standzeit des beschichteten Werkzeugs auswirken.

Gemäß einer Weiterbildung ist auf der Titandiborid-Schicht eine Deckschicht ausgebildet. Die Ausbildung einer solchen Deckschicht kann insbesondere in vorteilhafter Weise eine vereinfachte Erkennung des Verschleißzustands des Werkzeugs ermöglichen. Bevorzugt kann die Deckschicht dabei ein Karbid,

Nitrid, Oxid, Karbonitrid, Oxynitrid oder Karbooxynitrid von zumindest einem der Elemente Ti, Zr, Hf sein, sodass die Eigenschaften des beschichteten

Werkzeugs nicht nachteilig beeinflusst werden. Gemäß einer Weiterbildung weist die Titanbornitrid-Übergangsschicht durchgehend eine kubische Kristallstruktur auf. In diesem Fall ist eine

Verschlechterung der Schichthaftung, die von hexagonalen Phasenanteilen in der Titanbornitrid-Übergangsschicht ausgehen würde, zuverlässig verhindert. Die durchgehende kubische Kristallstruktur kann z.B. mittels TEM- Untersuchungen (Transmissions-Elektronen-Mikroskop) zuverlässig

nachgewiesen werden, wobei eine örtlich besonders fein aufgelöste

Untersuchung z.B. auch mittels Synchrotron-Messungen erfolgen kann. Die geeignete Durchführung solcher Synchrotron-Messungen ist z.B. in„X-ray nanodiffraction reveals strain and microstructure evolution in nanocrystalline thin films" von J. Keckes et al. in Scripta Materialia 67 (2012) 748-751 beschrieben.

Gemäß einer Weiterbildung weist die Titandiborid-Schicht ein feinkörniges Gefüge mit einer mittleren Kristallitgröße von kleiner 50 nm auf. Die Ermittlung einer solchen Feinkörnigkeit kann insbesondere mit einem Röntgen- Diffraktometer vom Typ Bruker D8 Advance im locked-coupled Modus mit Kupfer-K -Strahlung in einem Θ-2Θ -Scan in Parallelstrahlgeometrie mit

0,02°Schrittweite und 1 ,2 Sekunden Countingtime über einen Winkelbereich von 20° - 80° erfolgen. Wie dem Fachmann allgemein bekannt ist, korreliert die Halbwertsbreite der deutlich messbaren Reflexe mit der mittleren Kristallitgröße. Für die Bestimmung der Feinkörnigkeit der Titandiborid-Schicht mit einer mittleren Kristallitgröße von kleiner 50 nm ist die Halbwertsbreite (FWHM) des (101)-Reflexes von Titandiborid nach Korrektur der instrumentellen

Verbreiterung heranzuziehen, die mindestens 0,5° betragen muss, bevorzugt in einem Bereich von 0,5°-2° liegt. Die Bestimmung der mittleren Kristallitgröße anhand der Halbwertsbreite ist in„The„State of the art" of the diffraction analysis of crystallite size and lattice strain" von E. Mittemeijer et al. in Z.

Kristallogr. 223 (2008) 552-560 ausführlich beschrieben. Hierfür können kommerzielle Softwarepakete verwendet werden, wie im angeführten Beispiel die Software Topas 4.2 der Firma Bruker. Diese extreme Feinkörnigkeit führt zu einer besonders glatten Oberfläche der Titandiborid-Schicht, sodass es auch bei der Bearbeitung von schwer zerspanbaren Werkstoffen, wie insbesondere Titanlegierungen, kaum zu Verklebungen von ablaufenden Spänen an der Oberfläche kommt.

Gemäß einer Weiterbildung ist die Hartstoffbeschichtung durch ein thermisches CVD-Verfahren abgeschieden. Die Beschichtung kann dabei insbesondere typischerweise bei Temperaturen zwischen ca. 850°C und ca. 1050°C abgeschieden werden. Die höheren Temperaturen, die bei einem thermischen CVD-Verfahren (chemical vapor deposition) zum Einsatz kommen, haben gegenüber z.B. einer Abscheidung in einem bei niedrigeren Temperaturen arbeitenden PA-CVD (plasma-assisted CVD) den Vorteil einer wesentlich besseren resultierenden Schichthaftung.

Die Aufgabe wird auch durch die Verwendung des beschichteten Werkzeugs für eine spanabhebende Bearbeitung von Titanlegierungen und/oder anderen Nichteisenlegierungen gemäß Anspruch 17 gelöst.

Weitere Vorteile und Zweckmäßigkeiten der Erfindung ergeben sich anhand der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren. Von den Figuren zeigen:

Fig. 1 : ein metallographisches Schliffbild eines beschichteten Werkzeugs mit einer auf einem Substrat abgeschiedenen

Hartstoffbeschichtung gemäß einem Vergleichsbeispiel;

Fig. 2: ein metallographisches Kalotten-Schliffbild des beschichteten

Werkzeugs aus Fig. 1 ;

Fig. 3: ein metallographisches Schliffbild eines beschichteten Werkzeugs gemäß einer Ausführungsform;

Fig. 4: ein metallographisches Kalotten-Schliffbild des beschichteten

Werkzeugs gemäß der Ausführungsform, und

Fig. 5: ein XRD-Diffraktogramm des beschichteten Werkzeugs gemäß der Ausführungsform.

AUSFÜHRUNGSFORM

Eine Ausführungsform wird im Folgenden unter Bezugnahme auf d

beiliegenden Figuren eingehender erläutert. Das beschichtete Werkzeug 1 gemäß der Ausführungsform ist als ein

Zerspanungswerkzeug für die spanabhebende Bearbeitung von Werkstoffen ausgelegt, insbesondere von Titanlegierungen und/oder anderen

Nichteisenlegierungen. Bei dem konkret folgenden Beispiel ist das beschichtete Werkzeug dabei in Form eines auswechselbaren Schneideinsatzes ausgebildet, der an einem Werkzeuggrundkörper auswechselbar befestigt werden kann. Es ist jedoch z.B. auch möglich, das beschichtete Werkzeug einstückig mit einem Einspannabschnitt zur Verbindung mit einer Werkzeugaufnahme auszubilden, insbesondere z.B. als ein sogenanntes Vollhartmetallwerkzeug.

Das beschichtete Werkzeug 1 weist ein Substrat 2 und eine auf dem Substrat 2 abgeschiedene mehrlagige Hartstoffbeschichtung 3 auf. Bei dem konkret dargestellten Beispiel ist das Substrat 2 ein Hartmetall mit einer überwiegend durch Wolframkarbid gebildeten Hartstoffphase 4 und einer Binderphase 5, deren Hauptbestandteil Cobalt ist. Die Binderphase 5 ist in dem konkreten Beispiel eine Cobalt-Basislegierung, die einen Anteil von 5-17 Gew.-% des Substrats 2 ausmacht. In einer besonders bevorzugten Ausgestaltung ist die Binderphase 5 eine Cobalt-Basislegierung, die neben Cobalt zumindest auch einen Anteil von 6-16 Gew.-% der Binderphase Ruthenium aufweist.

Die Hartstoffbeschichtung 3 weist einen mehrlagigen Aufbau auf, bei dem unmittelbar auf dem Substrat 2 eine Titannitrid-Schicht 3a ausgebildet ist, die eine Schichtdicke im Bereich von 0,1-2,0 pm aufweist, wobei eine Schichtdicke im Bereich von 0,3-1 ,5 pm bevorzugt ist. Die Titannitrid-Schicht 3a weist in an sich bekannter Weise eine kubische Kristallstruktur auf. Die Grenzfläche des Substrats 2 zu der Hartstoffbeschichtung 3 hin ist frei von η-Phase und im

Wesentlichen frei von Bor.

Auf der Titannitrid-Schicht 3a ist eine Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b ausgebildet, deren Borgehalt mit zunehmendem Abstand von der Titannitrid- Schicht 3a zunimmt und deren Stickstoffgehalt entsprechend mit zunehmendem Abstand von der Titannitrid-Schicht 3a abnimmt. Die Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b hat eine Schichtdicke von 0,1-4,0 pm, wobei die

Schichtdicke bevorzugt 0,2-2,0 pm betragen kann. Bei dem konkreten Ausführungsbeispiel steigt der Borgehalt in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b dabei in mehreren Stufen mit zunehmendem Abstand von der Titannitrid- Schicht 3a stufenartig an. Dieser stufenartige Anstieg des Borgehalts in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b kann in einfacher Weise bei der

Abscheidung der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b durch eine Veränderung der Prozessgasatmosphäre bei einem thermischen CVD-Verfahren realisiert werden, wie noch eingehender beschrieben wird. Die Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b weist in einem unmittelbar an die Titannitrid-Schicht 3a angrenzenden Bereich einen sehr niedrigen Borgehalt auf, der bei der

Ausführungsform deutlich weniger als 5 at.-% beträgt. Wie bereits erläutert, steigt der Borgehalt in der Titanbomitrid-Übergangsschicht 3b mit

zunehmendem Abstand von der Titannitrid-Schicht 3a an, übersteigt aber nicht einen Borgehalt von 15 at.-% in dem am weitesten von der Titannitrid-Schicht 3a entfernten Bereich. Neben dem besonders bevorzugten stufenartigen Anstieg des Borgehalts, der über eine Mehrzahl von Stufen, z.B. zwischen zwei und 16 Stufen erfolgen kann, ist es z.B. auch möglich, einen im Wesentlichen kontinuierlichen Anstieg des Borgehalts in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b vorzusehen. Auch in diesem Fall darf der Borgehalt in der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b in dem am weitesten von der Titannitrid-Schicht 3a entfernten Bereich jedoch 15 at.-% nicht übersteigen, um die Ausbildung von hexagonalen Phasen in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b zuverlässig zu vermeiden. Die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b (d.h. die Kristallite der polykristallinen Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b) weist somit durchgehend eine kubische Kristallstruktur auf und ist frei von hexagonalen Phasenanteilen, wie mittels TEM-Messungen und Synchrotron-Messungen nachgewiesen werden kann. Die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b weist über ihre gesamte Dicke eine - mittels Nanoindentierung mit einem Berkovich-Prüfkörper aus Diamant gemessene - Härte im Bereich 20-35 GPa auf. Die Härtemessung erfolgt dabei mit einem Nanoindenter der mit einem Berkovich-Prüfkörper aus Diamant ausgestattet ist. Zur Messung wird eine Maximallast von 5 mN verwendet. Als Messgerät diente im Ausführungsbeispiel ein Hysitron

Triboindenter TI950. Auf der von der Titannitrid-Schicht 3a abgewandten Seite der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b ist eine extrem feinkörnige Titandiborid-Schicht 3c ausgebildet, die eine mittlere Kristallitgröße von kleiner 50 nm aufweist. Die Titandiborid-Schicht 3c hat eine Schichtdicke im Bereich von 0,2-15,0 m. Die Titandiborid-Schicht 3c kann dabei bevorzugt eine Schichtdicke im Bereich von 1 ,0-10,0 pm aufweisen. Wie auch bei Titannitrid-Schicht 3a und der

Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b kann die Schichtdicke der Titandiborid- Schicht 3c bei der Abscheidung in einem thermischen CVD-Verfahren insbesondere über die jeweilige Beschichtungsdauer gesteuert werden, wobei die Schichten in an sich bekannter Weise in ihrer Dicke leicht variieren können, z.B. in Abhängigkeit von der Position in dem für die Beschichtung verwendeten CVD-Reaktor, etc. Die Titandiborid-Schicht 3c weist aufgrund ihrer sehr feinkörnigen Gestalt und der Abscheidungsbedingungen in einem thermischen CVD-Verfahren bei Temperaturen in einem Bereich zwischen 850°C und 1050°C Druckeigenspannungen in einem Bereich von -2,5 ± 2 GPa auf, bevorzugt von -2,5 ± 1 GPa, die in bekannter Weise röntgenographisch mittels des bestimmt werden können. Die Titandiborid-Schicht 3c weist eine - wiederum mittels Nanoindentierung mit einem Berkovich- Prüfkörper aus Diamant wie oben beschrieben gemessene - Härte von mehr als 40 GPa, insbesondere im Bereich 40-50 GPa auf. Die Härte der

Titandiborid-Schicht 3c ist somit insbesondere deutlich höher als die Härte von ca. 38 GPa, die Titandibo d-Bulkmaterial aufweist.

Aufgrund der Beschränkung des Borgehalts in der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b, die die Ausbildung von Kristalliten mit hexagonaler

Kristallstruktur in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b, verhindert, liegt in der Hartstoffbeschichtung 3 an dem Übergang von der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b zu der Titandiborid-Schicht 3c ein Sprung im Borgehalt vor (von einem Borgehalt von maximal 15 at.-% in der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b auf einen Borgehalt von ca. 66 at.-% in der Titandiborid- Schicht 3c). Aufgrund dieses sprunghaften Anstiegs an dem Übergang, ist der Übergang von der Titanbomitrid-Übergangsschicht 3b auf die Titandiborid- Schicht 3c auch in einem metallographischen Kalotten-Schliffbild, bei dem die Hartstoffbeschichtung 3 schräg angeschliffen wird, als Grenzfläche erkennbar. Die Abscheidung der Hartstoffbesch ichtung 3 auf dem Substrat 2 erfolgte bei der Ausführungsform in einem handelsüblichen thermischen CVD-Reaktor im Produktionsmaßstab bei Abscheidungstemperaturen im Temperaturfenster von 860°C bis 920°C.

Zunächst wurde auf dem Substrat 2 die Titannitrid-Schicht 3a in an sich

bekannter Weise in einem thermischen CVD-Verfahren mit der gewünschten Schichtdicke im Bereich von 0,3-1 ,5 μητι abgeschieden, wobei die Schichtdicke über die Beschichtungsdauer gesteuert wurde. Die Beschichtungsparameter, die bei dem nachfolgenden Beispiel mit einer beispielhaft vierstufigen

Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b mit den Stufen 3b.1 , 3b.2, 3b.3 und 3b.4 verwendet wurden, sind der nachfolgenden Tabelle zu entnehmen: Die

Angaben entsprechen den Mengen (in Vol.-%) des Precursors in gasförmigem Zustand. Die verwendeten Temperaturen und Prozessdrücke sind ebenfalls in der Tabelle 1 angegeben. Der Gesamtgasfluss und die Beschichtungszeit muss in bekannter Weise an die Bauart der Beschichtungsanlage angepasst werden, um die gewünschten Schichtdicken zu erreichen.

H ₂ [%] Ar[ ] N ₂ [%] BCI ₃ [°/o] TiCl ₄ [%] T[°C] P [mbar]

TiN (3a) Rest - 44 0 2 920 900

TiNB_l (3b.l) Rest - 44 0,08 1,27 880 900

TiNB_2 (3b.2) Rest - 44 0,13 1,27 880 900

TiNB_3 (3b.3) Rest - 44 0,17 1,27 880 900

TiNB_4 (3b.4) Rest - 44 0,21 1,27 880 900

TiB ₂ (3c) Rest 80 - 1,62 0,80 860 900 Tabelle 1

Die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b wurde mit einer stufenartigen Zunahme des Borgehalts auf der zuvor abgeschiedenen Titannitrid-Schicht 3a

abgeschieden. Um die stufenartige Zunahme des Borgehaltes in der

Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b zu realisieren, wurde dabei die

Durchflussmenge von BC in dem Reaktor stufenweise erhöht, in einer

konkreten Ausgestaltung von zunächst 0,08 Vol.-%, über 0,13 Vol. -% BCb und 2018/000002

13

0,17 Vol.-% BC bis auf einen Maximalwert von 0,21 Vol.-% BC , mit dem ein Borgehalt in dem äußersten Bereich der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b von ca. 14 at.-% erzielt wurde.

Um den erforderlichen Borgehalt in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b zu bestimmen, mit dem ein guter Spannungsübergang erreicht werden kann, aber noch keine hexagonalen Phasenanteile in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b auftreten, wurden Vorversuche mit einer stufenartigen Erhöhung der Zufuhr von BCb in dem Reaktor durchgeführt, bei denen die Mengen an BCb bis auf deutlich höhere Werte erhöht wurden und anschließend die erreichten

Borgehalte in at.-% in den jeweiligen Bereichen der derart erzeugten

Titanbornitrid-Schicht mittels GDOES-Tiefenprofilmessungen ermittelt wurden. Ferner wurden die jeweiligen Bereiche der derart erzeugten Titanbornitrid- Schicht mittels TEM-Untersuchungen und SAED (selected area electron diffraction) auf die Anwesenheit von hexagonalen Phasenanteilen untersucht. Bei diesen Untersuchungen wurde festgestellt, dass ab einem Bor-Gehalt oberhalb von 15 at.-% in der Titanbornitrid-Schicht hexagonale Phasenanteile auftraten, die sich nachteilig auf die Härte und die Schichthaftung der

Hartstoffbeschichtung auswirkten.

BEISPIEL

Um ein beschichtetes Werkzeug 1 zu erzeugen wurde ein auswechselbarer Schneideinsatz für die Zerspanung von Titanlegierungen mit der

erfindungsgemäßen Hartstoffbeschichtung 3 beschichtet, wie anhand der Fig. 3 und Fig. 4 eingehender beschrieben wird. Der als Substrat 2 dienende

Schneideinsatz bestand aus einem handelsüblichen Hartmetall der Anmelderin mit einer Zusammensetzung von 10 Gew.-% Cobalt, 1 ,5 Gew.-% Ruthenium, Rest Wolframkarbid und einer mittleren Korngröße der Wolframkarbidkörner zwischen 1 ,3-2,5 pm.

Auf diesem Substrat 2 wurde zunächst eine Titannitrid-Schicht 3a mit einer Schichtstärke von 0,7 pm abgeschieden. Auf dieser Titan nitrid-Schicht 3a wurde anschließend bei ca. 880°C eine ca. 0,8 pm dicke Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b mit einem mit zunehmendem Abstand von der Titannitrid-Schicht 3a stufenartig zunehmendem Borgehalt abgeschieden. Der Borgehalt in der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b wurde dabei durch eine stufenartige Veränderung der Flussmenge an BC in dem Reaktor von 0,08 Vol.-%, über 0,13 Vol.-% und 0,17 Vol.-% bis auf 0,21 Vol.-% eingestellt, wodurch eine Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b mit über vier Stufen variierendem Borgehalt erzielt wurde. Die jeweilige Beschichtungsdauer wurde dabei derart gewählt, dass die vier Stufen der Titanbornitrid- Übergangsschicht 3b jeweils mit etwa 0,2 μητι im Wesentlichen gleich dick waren. Die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b wies eine über ihre Dicke leicht variierende Härte zwischen 20 GPa und 35 GPa auf.

Auf die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b wurde anschließend eine sehr feinkörnige Titandiborid-Schicht 3c mit einer Schichtdicke von ca. 3,2 pm abgeschieden. Ein lichtmikroskopisches Schliffbild mit 1000-facher

Vergrößerung des beschichteten Werkzeugs 1 ist in Fig. 3 zu sehen. Der Borgehalt der Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b betrug in den jeweiligen Stufen ca. 4 at.-%, ca. 8 at.-%, ca. 11 at.-% und in der äußersten Stufe ca. 14 at.-%, wie anhand von GDOES-Messungen ermittelt wurde. Ferner war die

Randzone des Substrats 2 zu der Hartstoffbeschichtung 3 hin frei von η-Phase und im Wesentlichen frei von Bor.

Wie ebenfalls nach Fertigstellung des beschichteten Werkzeugs 1 mittels TEM- Messungen und Synchrotron-Messungen eingehend untersucht wurde, war die Titanbornitrid-Übergangsschicht 3b frei von hexagonalen Phasenanteilen und es konnten nur kubische Phasenanteile festgestellt werden. Die

Eigenspannungen in der Titandiborid-Schicht 3c wurden mittels des

Messverfahrens bestimmt und betrugen bei dem Beispiel -2026±130 MPa. Die Härte der Titandiborid-Schicht 3c betrug 44 GPa.

Ein Kalotten-Schliffbild des beschichteten Werkzeugs 1 gemäß dem Beispiel ist in Fig. 4 zu sehen. Es ist zu erkennen, dass die Schichthaftung sehr gut und die Hartstoffbeschichtung insgesamt sehr gleichmäßig ist. Ein XRD (x-ray diffraction)-Diffraktogramm des beschichteten Werkzeugs 1 gemäß dem Beispiel ist in Fig. 5 zu sehen. Die Messung erfolgte mit einem Röntgen-Diffraktometer vom Typ Bruker D8 Advance im locked-coupied Modus mit Kupfer-Ka-Strahlung in einem Θ-2Θ -Scan in Parallelstrahlgeometrie mit 0,02°Schrittweite und 1,2 Sekunden Countingtime über einen Winkelbereich von 20° - 80°. Die Titanborid-Schicht 3c weist ein sehr feinkörniges Gefüge mit einer mittleren Kristal litgröße von deutlich unter 50 nm auf. Die Halbwertsbreite (FWHM) des (101)-Reflexes von Titandiborid betrug nach Rietveld refinement 0,8421°.

VERGLEICHSBEISPIEL

Als Vergleichsbeispiel wurde ein beschichtetes Werkzeug 101 hergestellt, bei dem ein dem zuvor beschriebenen Beispiel entsprechendes Hartmetall-Substrat 102 (Wolframkarbid, 10 Gew.-% Cobalt, 1 ,5 Gew.-% Ruthenium; mittlere Korngröße des Wolframkarbids von 1 ,3-2,5 pm) mit einer bekannten

Hartstoffbeschichtung 103 beschichtet wurde. Auf dem Substrat 102 wurde in gleicher Weise wie bei dem zuvor

beschriebenen Beispiel zunächst eine Titannitrid-Schicht 103a ausgebildet, mit einer Schichtdicke von ca. 1 ,2 pm. Anschließend wurde unmittelbar auf dieser Titannitrid-Schicht 103 eine feinkörnige Titandiborid-Schicht 03c mit einer Schichtdicke von ca. 3,3 pm abgeschieden.

Ein lichtmikroskopisches Schliffbild mit 1000-facher Vergrößerung des beschichteten Werkzeugs 101 gemäß diesem Vergleichsbeispiel ist in Fig. 1 zu sehen. Wie aus dem Kalotten-Schliffbild des beschichteten Werkzeugs 101 gemäß dem Vergleichsbeispiel in Fig. 2 zu sehen ist, ist der Schichtaufbau der Hartstoffbeschichtung 103 bei dem Vergleichsbeispiel wesentlich

ungleichmäßiger. Wie aus einzelnen bei dem Anfertigen des Kalotten- Schliffbildes entstandenen Abplatzungen zu sehen ist, ist die Schichthaftung der Hartstoffbeschichtung 103 bei dem Vergleichsbeispiel auch deutlich geringer als die Schichthaftung der Hartstoffbeschichtung 3 bei dem zuvor beschriebenen Beispiel.

WEITERBILDUNGEN

Sofern dies z.B. gewünscht ist, um eine verbesserte Erkennung des

Verschleißzustands der Hartstoffbeschichtung 3 zu ermöglichen, kann auf der Titandiborid-Schicht 3c auch noch eine zusätzliche Deckschicht ausgebildet werden. Die Deckschicht kann dabei insbesondere ein Karbid, Nitrid, Oxid, Karbonitrid, Oxynitrid oder Karbooxynitrid von zumindest einem der Elemente Ti, Zr, Hf sein.