具有较高热稳定性的Al-Cr-O基涂层及其制造方法与流程

本发明涉及具有较高热稳定性的al-cr-o基涂层和制造这种本发明涂层的方法。

背景技术：

含铝铬氧化物的涂层以及含铝铬氮化物的涂层(也分别称为al-cr-o基涂层和al-cr-n基涂层)通常通过阴极电弧蒸镀(以下也缩写为cae)来合成。它们是广泛用于涂覆不同类型的工具如切割刀具、成形工具和铣削刀具的材料。

这些材料尤其因显示出出色的热学-机械性能和高的耐磨和耐氧化性能而被熟知。

但是，当前对刀具和部件的性能和寿命的进一步增长的需要要求甚至是对早就得到广泛认可且广泛使用的涂覆材料的改进。

在机加工作业如干法高速切割中，保护性涂层应该承受高达1000℃的温度、甚或更高的温度。

因此，被设计用于在经济便利条件下有效执行的涂层不得不满足几个标准，这些标准表现出复杂相互关联性。

许多含铝过渡金属氮化物例如(alxcr1-x)n的机械性能和热稳定性取决于氮化物所含的铝含量。

显示出单一面心立方相(以下也缩写为fcc)的机械性能理想的涂层的合成一般受到对应于按原子百分比的约为x≈0.7的铝分数(以下也称为摩尔分数)的最大固溶度的限制。这种限制的理由是超出该分数值时，在通过cae制成的涂层中观察到由fcc相和六方纤锌矿相(以下也缩写为w)构成的双相混合物。

已经观察到，为了获得最佳机械性能，fcc相的存在是必需的，优选为单相。

但已经观察到可以通过增大涂层中的铝含量来提高热稳定性。

因此缘故，合成显示出fcc单相和对应于尽可能接近阈值x＝0.7的值的铝摩尔分数的(alxcr1-x)n涂层被认为是最有利的。

在通过pvd工艺的(alxcr1-x)n涂层的单体生长(即作为单层)和多层生长过程中，已经观察到(alxc1-x)n的fcc单相分解成氮化铝的纤锌矿相(以下也缩写为w-aln)和铬的体心立方相(以下也缩写为bcc-cr)，这是通过中间生成的氮化铬六方相(以下也缩写为h-cr2n)的氮的释放而形成的。

这样的相变，尤其当涉及到大的体积变化和质量损失时，显著削弱涂层性能。因此，找到一种在应用温度甚或更高温度可抑制引发这种相变的可行方式将会是符合希望的。

铝和铬与氧而不是氮的化合引起了截然不同的材料性能，例如在氧化氛围中的甚至更高的热稳定性和热阻率。

被用来改善机加工刀具性能的al2o3涂层通常通过在800-1000℃之间的温度进行的化学气相沉积(以下也缩写为cvd)工艺制造。这种涂层一般显示出alfa结构或kappa结构(以下也分别缩写为α结构和κ结构)地生长，并且已知能提供出色的磨损保护和高的热硬度。

生长温度的降低构成一项严峻挑战，尤其是因为al2o3的多态特性。

由刚玉型(al,cr)2o3固溶体形成的涂层而不是α-al2o3涂层的使用已经在过去几年中被证明是一种用于涂覆机加工刀具的有前途的替代可选方式。

主要原因可能是：

-铬形成同构α型cr2o3，其具有与α-al2o3相似的晶格常数和与α-al2o3的一定可混合性，

-α型cr2o3可以利用pvd工艺来容易地形成，并且

-可以利用pvd工艺且尤其是利用cae在500-600℃之间的工艺温度促进亚稳刚玉型(al,cr)2o3固溶体膜的生长。

但是，使用上述亚稳刚玉型(al,cr)2o3固溶体膜的一个明显缺点是，在涂覆刀具经受高温的机加工作业中，通常形成不希望有的相，尤其当在刚玉型(al,cr)2o3固溶体膜中的铝摩尔分数高于50％(即x>0.5)且该膜是在低温(如在500℃与600℃之间)通过pvd制成时。

发明目的

本发明的主要目的是提供一种用于形成al-cr-o基涂层的方法，其显示出刚玉结构、相比于铬含量的较高的铝含量和相比于通过传统pvd工艺制造的、所具有的铝和铬的比例对应于比例al/cr≤2.3的类似的al-cr-o基涂层的更高的热稳定性。

发明描述

本发明的目的通过提供一种用于在工件表面上制造包含至少一个al-cr-o基或al-o基膜的al-cr-o基涂层的方法来实现，其中该方法至少包括以下步骤：

a)将至少一个具有待涂覆的表面的工件安放在真空室内，和

b)在待涂覆的工件表面上沉积含有铝和铬的膜a，其中，在该膜中的按原子百分比的铝铬比具有对应于al/cr≤2.3的第一值，

并且其中，该方法还包括以下步骤：

c)形成cr-o的不稳定化合物，例如cro3和/或cro2，由此使得所述膜a所含的至少一部分铬以cr-o不稳定化合物形式离开所述膜，

d)在一个时间段内执行步骤c)，在此期间，该膜a内的铬含量被减少直至获得该膜a中按原子百分比的铝铬比的第二值，从而膜a转变为含有减少的铬含量的膜b，其相当于对应al/cr≥3.5的比例，或对应于以原子百分比计0％或接近0％的的铬含量的铝和铬比例。

根据本发明按照上述方式所制造的膜b按照如下比例含有铝和铬，该比例对应于所述第二值，其如上所述地对应于比例al/cr≥3.5，或者不含有铬而只含有铝，并且同时显示出比先前所制造的按照对应于第一值的比例al/cr≤2.3含有铝和铬的膜a更高的热稳定性。

根据本发明的一个优选实施例，在真空室内产生氧等离子体，并且在步骤b)中沉积的膜a暴露在氧等离子体的作用下，直到cr扩散出该膜并且与在该膜表面处可得到的氧反应，由此在步骤c)中形成cr-o的不稳定化合物。

优选地，术语“挥发”是指不稳定化合物的形成和随后从固态至气态的相变。

根据本发明的另一个优选实施例，在步骤b)中沉积的膜a接受在高于900℃的温度在含氧气氛中的退火，直到cr扩散出所述膜且与在所述膜表面处可用的氧反应，由此在步骤c)中形成cr-o的不稳定化合物。

优选地，在步骤c)中形成cr-o的不稳定化合物的条件被如此调整，即，基本上只形成不稳定化合物cro2。

为了基本上仅形成不稳定化合物cro2，在使膜a经受含氧气氛中的退火时，退火温度须被选择为高于1000℃、优选高于1100℃、更优选高于1200℃。

根据本发明的一个更优选实施例，退火步骤通过周期性施加该温度进行。

根据本发明的一个更优选实施例，在步骤b)中沉积的膜a是al-cr-o膜。

根据本发明的一个优选实施例，执行所述步骤c)的所述时间段被选择为长达在步骤b)中沉积的膜a所含的至少90％的铬扩散出膜a的程度，并且由此，在步骤d)中制成的膜b含有至少90％的具有刚玉结构的α-氧化铝。

“长达在步骤b)中沉积的膜a所含的至少90％的铬扩散出膜的程度”是指为了减少90％铬含量、但优选与此同时获得产生含有90％或以上的具有刚玉结构的α-氧化铝的涂层的相变所需的执行所述步骤c)的持续时间。

为了确定此持续时间，将会需要进行不同的尝试，借此，针对每种尝试通过调整不同的持续时间来执行该步骤c)。这样，可以在步骤c)执行之前和之后针对每种尝试检测该涂层并识别哪个是为了获得所求涂层特征所需要的持续时间。所求特征即1)减少90％或以上的铬含量，和2)存在90％或以上的具有刚玉结构的α-氧化铝，可以利用能量弥散x射线分析(edx分析)来探测以发现铬含量变化(例如通过执行edx线扫描)，并利用x射线衍射分析(xrd测量和分析)来探测所要求的α-氧化铝和刚玉结构的存在。请见，图1示出x射线衍射(xrd)分析结果，以及图2和图3示出eds线扫描分析结果。

在根据刚刚上述的本发明实施例的方法的一个优选变型中，执行所述步骤c)的时间段被选择为长达在步骤b)中沉积的膜a所含的基本上全部铬扩散出该膜的程度，并且通过这种方式在步骤d)中制成的膜b实质上仅由具有刚玉结构的α-氧化铝构成。该方法尤其可被用于涂覆至少工件(如工具或部件)的表面，其中，所形成的具有刚玉结构的α-氧化铝膜包含许多孔，所述孔源自铬从在先前步骤中形成的第一膜的扩散。这样的多孔的具有刚玉结构的α-氧化铝膜具有以下优点，热传导被减小，且该多孔结构对高温下的热错配具有更好响应。

根据本发明的一个优选实施例，执行所述步骤c)的时间段被选择为长达在步骤b)中沉积的膜a所含的如此多的铬扩散出该膜的程度，即基本上仅含有具有刚玉结构的al-cr-o固溶体的膜b在步骤d)中形成，并且这样制造的al-cr-o固溶体具有按照原子百分比的铝铬比的对应于al/cr≥4的第二值。

特征“被选择为长达在步骤b)中沉积的膜a所含的如此多的铬扩散出膜a的程度，即所制造的膜b含有...”基本上是指用于确定上述步骤c)的持续时间的相同工作过程，但也指在edx分析中的识别，当al-cr-o层所具有的按原子百分比的铝铬比在所要求的范围即al/cr＝4内时。

优选地，该工件包含具有刚玉结构的α-氧化铝膜，其所显示出孔，所述孔是在cr扩散出所述膜的过程中形成的。

优选地，被涂覆的工件的表面材料是多晶氧化铝、蓝宝石刚玉、莫来石或含氧化铝的任何其它化合物，尤其是含有或由以下材料的混合物构成的化合物：

-氧化铝和钇稳定氧化锆，和/或

-氧化铝和氮化硅，和/或

-氧化铝和碳化硅，和/或

-氧化铝和氧化钇，和/或

-氧化铝和氧化铒。

优选地，该工件是涡轮发动机部件。

由本发明所产生的特殊优点

与现有技术相比，本发明是尤其有利的，至少因为它允许：

-制造高度热稳定的al-cr-o基膜，其含有刚玉型(al,cr)2o3固溶体和对应于比例al/cr≥3.5的高铝含量。

-制造带孔的结构化涂层，其产生了减弱的导热性。

某些用于更详细解释本发明的例子

不同的涂层根据本发明被合成和研究。

以下将描述根据本发明沉积的涂层的某些分析结果以便于理解本发明。

附图说明

图1：单体生长的(al,cr)2o3的(a)sem截面(沉积态)图像，和(b)沉积态以及在ta＝800-1500℃(间隔100℃)真空1小时退火后的xrd测量。

图2：ta＝900℃真空1小时退火的(al,cr)2o3的(a)tem截面总览，(b)saed基片近区，(c)stem总览，(d)液滴的tem-bf图像，(e)stem图像，和(f)液滴的edx线扫描。

图3：ta＝1300℃退火1小时后的(al,cr)2o3的(a)tembf截面图像，(b)和(c)stem和对应的eds线扫描，ta＝1500℃真空退火1小时的(al,cr)2o3的(d)tembf截面图像，(e)stem总览，和(f)对应的eds线扫描。

根据本发明所制造的涂层的例子和分析

为了涂层沉积，采用oerlikonbalzers的innova型涂覆机。涂覆机配备有阴极电弧蒸镀系统。

粉末冶金(pm)制造的靶被用作阴极材料。

由铝和铬制作的靶由planseecompositematerials有限公司制造，其元素成分按原子百分比对应于70％铝和30％铬。

低合金钢箔、多晶al2o3和si(100)基片被在丙酮和乙醇中超声波清洗10分钟，随后被安装在具有约25厘米的最小靶距基片距离的双重转盘上。

沉积室通过组合式辐射和等离子加热法被加热了约30分钟以达到工作温度500℃。

氩离子蚀刻被执行另外30分钟以从待涂覆的基片表面去除任何污物和氧化物。

单体生长的(alxcr1-x)2o3通过四个al0.7cr0.3阴极的阴极电弧蒸镀被沉积，所述阴极以180a电弧电流在通过注入1000sccm氧气流(约2.6pa的平均工艺过程压力)所获得的氧气气氛中工作。

-40v的负基片偏电压被施加至基片座。

涂层的热稳定性通过差示扫描量热法(dsc)和热重分析(tga)的组合被研究，为此采用用7种元素(in、sn、bi、zn、al、ag、au)校准的dsc-sta449f1测量在动态氦气气氛(保护性＝50ml/min；吹扫＝50ml/min)中以20k/min的加热速度达到1500℃来进行。

涂覆的多晶al2o3基片在centorrlf22-200真空炉内在800-1500℃范围的退火温度ta下按照间隔100℃且采取20k/min加热速度被退火。样品在最高温度保温1小时且被动进行冷却。

利用附装有edax能量弥散x射线光谱学(eds)探测器的feiquanta200场发射枪扫描式电子显微镜(fegsem)进行所述涂层的化学和形态研究。

通过x射线衍射(xrd)按照用于退火粉末样品的布拉格-布伦塔诺布置(bb:2θ＝15-90°)以及按照掠入射布置(gi：入射角ω＝2°，2θ＝15-90°)获得了关于结晶组成的信息。在al2o3基片上的退火涂层在具有cuka辐照源和闪烁探测器的empyreanpanalyticalθ-θ衍射计中被分析。

对涂层微观结构的更细致的检测通过透射电子显微镜(tem)实现，其包含扫描tem(stem)、选区电子衍射(saed)和eds，使用以200kev加速电压工作且配备有edaxapolloxlt2eds探测器的tecnaif20fegtem。

对在si基片和al2o3基片上单体生长的(al,cr)2o3所进行的能量弥散x射线光谱学揭示了(al0.74cr0.26)2o3的化学成分和沉积态的(al0.76cr0.24)2o3，其总含氧量为约59原子百分比，表明按当量的m2o3态。

图1示出在多晶al2o3基片上的沉积态的和真空退火的单体生长的(al0.76cr0.24)2o3的xrd谱。为了方便读者，在底部添加了空基片的测量结果。表示(al,cr)2o3固溶体的绿色固体六边形位于根据对于70原子％的al2o3和30原子％的cr2o3的vegard类线性行为的2θ处位置。不同于粉末x射线衍射测量，我们未能发现涂层的任何明显的fccxrd峰，这是因为有强的基片峰。但是，根据附加的tem调查，六方固溶体(al,cr)2o3和主要的亚稳立方分量的双相成分得到确认。可以在ta＝800℃在2θ～44.5°处探测发现退火时的第一xrd峰，其可对应于含百分之几的铝的铬固溶体或者金属铬。峰形和密度表明更精细的微观组织。在ta＝900℃，位于(al0.7cr0.3)2o3位置基准附近的峰浮现。表示金属铬的宽而弱的xrd峰随着ta＝1100℃消失，而α-(al,cr)2o3峰在37.4、42.9、65.8和67.5°2θ处在退火至1200℃时强度增大。升高退火温度至1300℃和以上令人感兴趣地产生了向更高的衍射角的xrd峰位移，于是位移向纯α-al2o3基准。这是一个有趣的发现，因为它表示了(al,cr)2o3固溶体中铝的富集。

换言之，提供由蓝宝石或刚玉(或任何其它温度稳定型材料)构成的基片并施加al-cr-o涂层至该基片，在足够高的温度加热之后产生了外延界面的形成和α-氧化铝涂层的形成。

已进行了透射电子显微镜研究来检查在多晶al2o3基片上单体生长的(al,cr)2o3的热致结晶变化和微观结构变化。图2a和2b的在900℃退火5分钟后的涂层的亮区tem成像揭示了细柱状欠密微结构。沿涂层横截面的saed调查表明立方结构，其无法用图1的xrd频谱识别出。由真空退火处理所引起的涂层结构改变并不显眼并且刚玉型相的生成无法被确定。图2c中的z对比stem采集揭示了加入的球状和扁平状大粒子的存在。

氧化物涂层的比金属材料或金属间材料更高的热稳定性分别由图2d和2e的tembf和stem图像中的扁平状金属间液滴的热致分解示出。图2e中的白虚线表示在图2f中所规定的eds线扫描方向。

1300℃和1500℃真空1小时退火的单体生长的(al,cr)2o3膜的微观结构如图3a-3c和3d-3f所示明显变得粗糙。在这些温度下，所有的亚稳相分量已转变为刚玉固溶体。微观结构改变甚至对于在ta＝1500℃退火的样品更显著。对于这两种温度，eds分析表明涂层中的铬损失。对于1300℃，铬含量朝向涂层表面减小。对于1500℃，铬近似从涂层中被完全去除。这种在al-cr-o中的铬损失提高了固溶体中的铝浓度，最终产生α-al2o3的形成。这与在图1的xrd中所观察到的峰位移是一致的。

从这些结果中可以总结出，高于1000℃，铬扩散开始，产生了与图3c所示相似的典型曲线。铬浓度逐渐从基片和涂层之间界面朝向涂层表面减小。铝浓度基本上保持恒定。氧含量朝向涂层表面增大，表明了铬与氧反应生成cro2或cro3和随后的挥发。在较高温度，此过程更快速，如可从图3f中得知。无法再在eds线扫描中在涂层和蓝宝石基片之间看到明显的界面，至少在铝和氧的深度曲线中看不到。仅尚未扩散出涂层的很少的铬可被探测发现。但是，尽管完美地形成与蓝宝石基片的界面，但因为铬损失在涂层中形成了一些孔。

这种出乎意料的发现证明了随着退火温度升高的al-cr-o涂层中的铬损失是涂层中铝含量增高的起因。换言之，加热该涂层是一种制造具有更高的铝含量的al-cr-o涂层的方法，该方法通过引发朝向基片表面的铬扩散和可能通过与氧反应的随后的铬挥发。这种扩散在真空中或在稀有气体气氛中进行，但可以通过氧被加速，或者通过活化氧或氧等离子体被更快加速。

术语“挥发”是指不稳定化合物的形成和随后从固态至气态的相变。

在本发明的上下文中，尤其是cro3和cro2的形成-这些化合物被认为是“不稳定”的，因为它们具有从固态到气态的较快转变-根据本发明形成这样的挥发性化合物(cro2和cro3)的一种方式是例如通过用氧等离子体处理含有铝和铬的涂层，由此造成元素金属铬与氧反应而形成挥发性化合物cro3或cro2，由此引起从固态至气态的相变。

这些出乎意料的发现还表明，铬的向外扩散产生了可被应用在基片涂覆系统的设计中的几个很让人感兴趣的有用效果：

-产生具有增大的铝含量的al-cr-o涂层，优选呈刚玉结构，

-通过合成al-cr-o涂层并执行如上所述的扩散过程来产生α-al2o3涂层，

-自al-cr-o产生可被用作隔热涂层的多孔的α-氧化铝涂层。

所有根据本发明的方法可能对于在工件上设置涂层是有利的，工件的待涂覆表面由以下材料之一制造：

-多晶氧化铝，

-蓝宝石刚玉，

-莫来石，或

-含氧化铝的任何其它化合物，尤其是含有或由以下材料的混合物构成的化合物：

-氧化铝和钇稳定氧化锆，和/或

-氧化铝和氮化硅，和/或

-氧化铝和碳化硅，和/或

-氧化铝和氧化钇，和/或

-氧化铝和氧化铒。

根据本发明的方法尤其适用于在涡轮发动机部件上设置涂层以改善其性能。