JP2003071610A - 切削工具用硬質皮膜およびその製造方法並びに硬質皮膜形成用ターゲット - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＴｉＡｌＮ膜よりも耐摩耗特性に優れた切削
工具用硬質皮膜を提供する。 【解決手段】 （Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃｒ_c）（Ｃ_1-dＮ_d）
からなる硬質皮膜であって、Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒそれぞれ
の原子比ａ，ｂ，ｃが、０．０２≦ａ≦０．３０、０．
５５≦ｂ≦０．７６５、０．０６≦ｃ、ａ＋ｂ＋ｃ＝
１、または０．０２≦ａ≦０．１７５、０．７６５≦
ｂ、４（ｂ−０．７５）≦ｃ、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満たす
ようにし、かつＮの原子比ｄが０．５≦ｄ≦１となるよ
うにする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、チップ、ドリル、
エンドミル等の切削工具の耐摩耗性を向上するための硬
質皮膜およびその製造方法、更には、この様な硬質皮膜
の製造において蒸発源として使用されるターゲットに関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来より、超硬合金、サーメットまたは
高速度工具鋼を基材とする切削工具の耐摩耗性を向上さ
せることを目的に、ＴｉＮやＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ等の
硬質皮膜をコーティングすることが行われている。

【０００３】特に、ＴｉとＡｌの複合窒化皮膜（以下、
ＴｉＡｌＮと記す）が、優れた耐摩耗性を示すことか
ら、前記チタンの窒化物や炭化物、炭窒化物等からなる
皮膜に代わって高速切削用や焼き入れ鋼等の高硬度材切
削用の切削工具に適用されつつある。

【０００４】前記ＴｉＡｌＮ皮膜は、Ａｌを添加するこ
とによって膜の硬度が上昇し、耐摩耗特性が向上するこ
とが知られているが、特許第２６４４７１０号には、Ｔ
ｉＡｌＮを（Ａｌ_x，Ｔｉ_1-x）Ｎと表現した場合のＡｌ
の組成比ｘが０．７以上で、ＺｎＳ型の軟質ＡｌＮが析
出していることが示されている。また同特許には「Ａｌ
量（ｘ）が０．７５を超える場合は、硬質皮膜がＡｌＮ
に近似してくる結果、皮膜の軟質化を招き、十分な硬度
が得られなくなり、フランク摩耗を容易に引き起こす」
ことが記述されている。更に同特許の図３には、Ａｌ組
成比と膜硬度の関係が示され、Ａｌ組成が０．６を超え
た付近から硬度が低下しているが、これはＡｌ組成比ｘ
が０．６〜０．７の間でＺｎＳ型のＡｌＮが析出し始
め、Ａｌの組成比増加とともにＺｎＳ型ＡｌＮの析出が
増加して、膜強度が低下することを示唆している。更に
同特許には、耐酸化性について、Ａｌ組成比ｘが０．５
６以上で酸化開始温度が８００℃以上となり、前記ｘ値
の増加に伴い酸化開始温度も上昇していく傾向が示され
ているが、硬度を考慮して規定しているＡｌ組成比の上
限：０．７５においては８５０℃程度である。

【０００５】即ちＴｉＡｌＮ膜では、Ａｌの組成比を増
加させて硬度を高めるにも限界があるため硬度と耐酸化
性を同時に高めていくことができず、結果として耐摩耗
性の向上にも限界がある。

【０００６】しかしながら、近年では、切削工具の使用
条件としてより高速化・高能率化が要求されており、こ
の様な切削工具を実現するため、更に優れた耐摩耗性を
発揮する切削工具用硬質皮膜が求められている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような事
情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高速・
高能率切削が可能な、ＴｉＡｌＮよりも耐摩耗性に優れ
た切削工具用硬質皮膜、およびこの様な硬質皮膜を得る
ための有用な製造方法、更には前記製造にて本発明の切
削工具用硬質皮膜を効率よく得ることのできるターゲッ
トを提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る切削工具用
硬質皮膜とは、（Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃｒ_c）（Ｃ_1-dＮ_d）
からなる硬質皮膜であって、 ０．０２≦ａ≦０．３０、 ０．５５≦ｂ≦０．７６５、 ０．０６≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、 ０．５≦ｄ≦１ （ａ，ｂ，ｃはそれぞれＴｉ，Ａｌ，Ｃｒの原子比を示
し、ｄはＮの原子比を示す）、または ０．０２≦ａ≦０．１７５、 ０．７６５≦ｂ、 ４（ｂ−０．７５）≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、 ０．５≦ｄ≦１であることを要旨とし、上記ｄの値が１
の場合を好ましい形態とする。

【０００９】本発明の切削工具用硬質皮膜は、その結晶
構造が岩塩構造型を主体とするものであることが好まし
く、またθ−２θ法によるＸ線回折で測定される岩塩構
造型の（１１１）面、（２００）面および（２２０）面
の回折線強度をそれぞれＩ（１１１）、Ｉ（２００）お
よびＩ（２２０）とするとき、これらの値が下記式
（１）および／または式（２）と、式（３）を満足する
ものがよい。

【００１０】 Ｉ（２２０）≦Ｉ（１１１） …（１） Ｉ（２２０）≦Ｉ（２００） …（２） Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）≧０．１ …（３） また本発明の硬質皮膜は、ＣｕのＫα線を用いたθ−２
θ法によるＸ線回折で測定される岩塩構造型の（１１
１）面の回折線の回折角度が３７．０〜３８．０°の範
囲内にあり、且つ（１１１）面の回折線の半値幅が１°
以下を満足するものであり、ビッカース硬さが２８５０
以上かつ酸化開始温度が８４０℃以上であることを好ま
しい条件とするものである。

【００１１】本発明の切削工具用硬質皮膜には、上記要
件を満たし、且つ相互に異なる硬質皮膜が２層以上形成
されているものを含む。

【００１２】また本発明の切削工具用硬質皮膜には、前
記１層もしくは２層以上の本発明の硬質皮膜の片面側ま
たは両面側に、岩塩構造型を主体とする結晶構造を有
し、且つ前記硬質皮膜とは異なる成分組成の金属窒化物
層、金属炭化物層および金属炭窒化物層よりなる群から
選択される少なくとも１層や、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ
族、ＡｌおよびＳｉよりなる群から選択される少なくと
も１種の金属を含む金属層または合金層が１以上積層さ
れているものも含まれる。

【００１３】本発明は、上記切削工具用硬質皮膜を形成
する方法も規定するものであって、成膜ガス雰囲気中で
金属を蒸発させイオン化して、前記金属とともに成膜ガ
スのプラズマ化を促進しつつ成膜することを要旨として
いる。また、アーク放電を行ってターゲットを構成する
金属を蒸発およびイオン化して被処理体上に本発明で規
定する皮膜を形成するアークイオンプレーティング法
（ＡＩＰ法）において、前記ターゲットの蒸発面にほぼ
直交して前方に発散ないし平行に進行する磁力線を形成
し、この磁力線によって前記被処理体近傍における成膜
ガスのプラズマ化を促進しつつ成膜することを好ましい
形態とする。尚、この場合に前記被処理体に印加するバ
イアス電位は、アース電位に対して−５０Ｖ〜−３００
Ｖとすることが好ましい。また、成膜時の被処理体温度
（以下、基板温度ということがある）は３００℃以上で
８００℃以下の範囲内とすることが望ましく、成膜時の
反応ガスの分圧または全圧を０．５Ｐａ以上７Ｐａ以下
とすることが望ましい。

【００１４】尚、本発明における上記反応ガスとは、窒
素ガス、メタンガス、エチレン、アセチレン、アンモニ
ア、水素、またはこれら２種以上を混合させた皮膜の成
分組成に必要な元素を含むガスをいい、これら以外に用
いられるＡｒなどの様な希ガス等をアシストガスとい
い、これらをあわせて成膜ガスということとする。

【００１５】更に本発明は、Ｔｉ，ＡｌおよびＣｒから
なり、且つ相対密度が９５％以上であることを特徴とす
る硬質皮膜形成用ターゲットも含み、該ターゲット中に
存在する空孔の大きさが半径０．３ｍｍ未満であること
を好ましい形態とする。

【００１６】前記ターゲットは、その成分組成が（Ｔｉ
_x，Ａｌ_y，Ｃｒ_z）からなり、 ０．０２≦ｘ≦０．３０、 ０．５５≦ｙ≦０．７６５、 ０．０６≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１ （ｘ，ｙ，ｚはそれぞれＴｉ，Ａｌ，Ｃｒの原子比を示
す）、または ０．０２≦ｘ≦０．１７５、 ０．７６５≦ｙ、 ４（ｙ−０．７５）≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１を満足するものがよい。

【００１７】また前記ターゲット中の酸素含有量が０．
３質量％以下で、水素含有量が０．０５質量％以下であ
り、更に塩素含有量が０．２質量％以下であることが好
ましく、更にＣｕ含有量が０．０５質量％以下で、Ｍｇ
含有量が０．０３質量％以下であることが好ましい。

【００１８】

【発明の実施の形態】本発明者らは、前述した様な状況
の下で、より優れた耐摩耗性を発揮する切削工具用硬質
皮膜の実現を目指して鋭意研究を進めた。その結果、指
標として皮膜の硬度と耐酸化性を同時に高めることがで
きれば耐摩耗性が著しく向上することを見出した。そし
て、その手段としてＴｉＡｌＮ膜に着目して研究を進め
た結果、ＴｉＡｌＮにＣｒを添加することによって膜の
硬度および耐酸化性が向上し、結果として耐摩耗性が飛
躍的に向上することを突き止め、前記ＴｉＡｌＮとＣｒ
の定量的作用効果について更に追求を重ねた結果、上記
本発明に想到したのである。

【００１９】即ち、本発明の硬質皮膜とは、Ｔｉ、Ａｌ
およびＣｒの窒化物または炭窒化物（Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃ
ｒ_c）（Ｃ_1-dＮ_d）からなる皮膜であって、該窒化物ま
たは炭窒化物の組成が、 ０．０２≦ａ≦０．３０、０．５５≦ｂ≦０．７６５、
０．０６≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、０．５≦ｄ≦１ または ０．０２≦ａ≦０．１７５、０．７６５≦ｂ、４（ｂ−
０．７５）≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、０．５≦ｄ≦１ のものであるが、この様に皮膜中のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒ、
ＣおよびＮの組成を規定した理由について、以下詳細に
説明する。

【００２０】ＴｉＡｌＮは岩塩構造型の結晶であり、岩
塩構造型のＴｉＮのＴｉのサイトにＡｌが置換して入っ
た岩塩構造型の複合窒化物である。岩塩構造型のＡｌＮ
は高温高圧相であるため、高硬度物質であると予想され
る。したがって岩塩構造を維持しながらＴｉＡｌＮ中の
Ａｌの比率を高めればＴｉＡｌＮ膜の硬度を高めること
ができる。しかしながら岩塩構造型のＡｌＮは常温常圧
や高温低圧では非平衡相であることから、気相コーティ
ングを行っても通常は軟質のＺｎＳ型ＡｌＮしか生成せ
ず、岩塩構造型ＡｌＮ単体を生成することができない。

【００２１】ところがＴｉＮは、岩塩構造型でかつ岩塩
構造型のＡｌＮと格子定数が近いため、ＴｉにＡｌを添
加して窒化物を成膜すれば、ＴｉＮの構造にＡｌＮが引
き込まれて、常温常圧や高温低圧でも岩塩構造型のＴｉ
ＡｌＮを生成させることができるのである。しかし前述
したように、ＴｉＡｌＮを（Ａｌ_x，Ｔｉ_1-x）Ｎと表現
した場合のＡｌの組成比ｘが０．６〜０．７を超える
と、ＴｉＮによる引き込み効果が弱くなって軟質のＺｎ
Ｓ型ＡｌＮが析出する。

【００２２】ところでＣｒＮの格子定数は、ＴｉＮより
も更に岩塩構造型ＡｌＮに近いため、ＴｉＡｌＮのＴｉ
を一部Ｃｒに置換することで岩塩構造型ＡｌＮの比率を
より一層高めることができる。この様にＣｒ添加により
膜中の岩塩構造型ＡｌＮの比率を高めることができれ
ば、ＴｉＡｌＮ膜よりも高硬度とすることが可能である
と考えられる。

【００２３】一方、ＡｌＮおよびＣｒＮは、耐酸化性も
ＴｉＮより優れているため、耐酸化性向上の観点から
も、Ｔｉの割合を減らしてＡｌとＣｒを添加することが
好ましいのである。

【００２４】以下、本発明の（Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃｒ_c）
（Ｃ_1-dＮ_d）皮膜を構成する金属元素Ｔｉ、Ａｌおよび
Ｃｒの原子比ａ、ｂおよびｃを規定した理由について詳
細に述べる。

【００２５】まずＡｌについては、前記従来技術におけ
る皮膜；ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）と同
等以上の硬度および耐酸化性を得るため、その原子比ｂ
の下限を０．５５とする。またＣｒを添加することで、
上述の通り、皮膜中の岩塩構造型ＡｌＮの割合を増加さ
せて硬度を高め、かつ耐酸化性も向上させることができ
るが、この様な効果を有効に発揮させるには、Ｃｒの原
子比ｃの下限を０．０６とする必要がある。ただし、Ａ
ｌの原子比ｂが０．７６５を超える場合には、Ｃｒの原
子比ｃを下記範囲内となるようにする。

【００２６】即ち、図１は、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ膜
における金属成分Ｔｉ、ＡｌおよびＣｒの組成図を示し
たものであるが、この図１におけるｃ＝４（ｂ−０．７
５）のラインより左側、即ち、ｃ＜４（ｂ−０．７５）
になると、Ｃｒを添加しても膜中のＡｌＮの結晶構造は
軟質のＺｎＳ型の割合が高くなることから、膜の硬度が
急激に低下する。従って、Ａｌの原子比ｂが０．７６５
を超える場合に、前記ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦
０．７５）と同等以上の硬度を得るには、Ｃｒの割合を
ｃ≧４（ｂ−０．７５）とする必要がある。

【００２７】また、前記ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦
０．７５）と同等以上の硬度を得るには、Ｔｉの原子比
ａを０．０２以上とする必要がある。その理由として、
上述の如くＣｒを添加することで岩塩構造型ＡｌＮの比
率を高めることができるが、ＣｒＮはＴｉＮよりも硬度
の低い物質であるので、ＴｉをＣｒで置換するとその分
硬度の低下が懸念される。従って一定以上の硬度を得る
には、ある程度のＴｉを含む必要があること、また格子
定数がＣｒＮ（４．１４Å）および岩塩構造型ＡｌＮ
（４．１２Å）と若干異なるＴｉＮ（４．２４Å）を混
入させることによって、結晶の格子が歪んで硬くなるこ
とが挙げられる。

【００２８】一方、Ｔｉの原子比が高すぎると、耐酸化
性が前記ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）より
も劣ることとなるため、Ｔｉの原子比ａを０．３０以下
とする。

【００２９】尚、Ｔｉの原子比を０．２０未満とするこ
とで、耐酸化性が更に向上し、ＴｉＡｌＮ（０．５６≦
Ａｌ≦０．７５）膜が示す酸化開始温度の最高値８５０
℃よりも更に高い酸化開始温度を示し、より優れた耐酸
化性を確保することができる。従って、上記規定した
ａ、ｂおよびｃの範囲の中でも、 ０．０２≦ａ＜０．２０、０．５５≦ｂ≦０．７６５、
０．０６≦ｃ ａ＋ｂ＋ｃ＝１ または ０．０２≦ａ＜０．２０、０．７６５≦ｂ、４（ｂ−
０．７５）≦ｃ ａ＋ｂ＋ｃ＝１とすることが好ましい。

【００３０】また、Ａｌの原子比ｂを０．６以上にする
とともに、Ａｌの原子比上限を膜の結晶構造がほぼ岩塩
構造単相となる領域に限定することで、耐酸化性だけで
なく、ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）のう
ち、最も高硬度を示すＴｉ_0.4Ａｌ_0.6Ｎよりも更に高い
硬度を得ることができる。

【００３１】従って、より好ましいａ、ｂおよびｃの範
囲は、 ０．０２≦ａ＜０．２０、０．６０≦ｂ≦０．７０９、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、 または ０．０２≦ａ＜０．２０、０．７０９≦ｂ、 １１／６×（ｂ−０．６６）≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１である。

【００３２】皮膜中にＣを添加することにより、皮膜中
にＴｉＣ等の高硬度の炭化物を析出させて、皮膜自身の
硬度を高めることができる。しかしながら、過剰に添加
すると化学的に不安定なアルミの炭化物を析出させてし
まうこととなり、また耐酸化性も劣化し易くなる。従っ
て、（Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃｒ_c）（Ｃ_1-dＮ_d）におけるｄ
の値が０．５以上となるようにする。前記ｄの値は、望
ましくはＡｌとＣｒの合計添加量（ｂ＋ｃ）と同等であ
って、０．７以上とすることが好ましく、より好ましく
は０．８以上であり、最も好ましくはｄ＝１である。

【００３３】尚、本発明の硬質皮膜の結晶構造は、実質
的に岩塩構造型を主体とするものであることが好まし
い。前述のようにＺｎＳ型構造が混入すると高強度を確
保することができないからである。

【００３４】上記岩塩構造型を主体とする結晶構造と
は、θ−２θ法によるＸ線回折における岩塩構造を示す
ピークのうち、（１１１）面、（２００）面、（２２
０）面、（３１１）面、（２２２）面、（４００）面の
ピーク強度をそれぞれ、ＩＢ（１１１）、ＩＢ（２０
０）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ（３１１）、ＩＢ（２２
２）、ＩＢ（４００）とし、ＺｎＳ型構造を示すピーク
のうち、（１００）面、（１０２）面、（１１０）面の
ピーク強度をそれぞれ、ＩＨ（１００）、ＩＨ（１０
２）、ＩＨ（１１０）とした場合に、下記式（４）の値
が０．８以上となるような結晶構造のことをいう。０．
８未満になると膜の硬度が本発明で好ましいとする硬度
よりも低くなるからである。

【００３５】前記ＺｎＳ型構造のピーク強度は、Ｘ線回
折装置にてＣｕのＫα線を用い、（１００）面は２θ＝
３２°〜３３°付近、（１０２）面は２θ＝４８°〜５
０°付近、また（１１０）面は２θ＝５７°〜５８°付
近に現れるピークの強度を測定して求める。尚、ＺｎＳ
型の結晶はＡｌＮが主体であるが、ＴｉやＣｒが混入し
ているため、実測されるＺｎＳ型ＡｌＮのピーク位置
は、ＪＣＰＤＳカードのＺｎＳ型ＡｌＮのピーク位置と
若干ずれる。

【００３６】

【数１】

【００３７】また本発明の皮膜の結晶構造をＸ線回折で
測定した場合に、岩塩構造型の結晶構造における回折線
強度が、Ｉ（２２０）≦Ｉ（１１１）および／またはＩ
（２２０）≦Ｉ（２００）を満たしていることが望まし
い。これは、岩塩構造型の密に充填した面である（１１
１）面や（２００）面が皮膜表面に対して平行に配向す
ることで、耐摩耗性が向上するからである。

【００３８】更に（２００）面と（１１１）面の回折線
強度比；Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が０．１以上であ
ることが好ましい。Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は、成
膜時に基板に印可するバイアス電圧や、ガス圧、成膜温
度などの条件により、概ね０．１から５程度の範囲内で
変化するが、本発明では、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）
が０．１以上を満足する場合に、皮膜の切削特性が良好
となることを見出した。その理由について詳細は明らか
でないが次の様に考えることができる。即ち、岩塩構造
型の結晶構造では、基本的に金属元素（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ
ｒ）が窒素または炭素と結合し、金属元素同士、窒素原
子同士、または炭素原子同士の結合はほとんど存在せ
ず、（１１１）面では、最隣接原子が金属元素同士、窒
素原子同士、または炭素原子同士であるが、お互いに結
合していないと考えられる。これに対して（２００）面
では、隣接している原子（最隣接原子）は金属元素と窒
素あるいは金属元素と炭素の組み合わせで、（２００）
面内における金属元素と窒素原子または炭素原子とは結
合している割合が高いことから安定していると考えられ
る。従って、面内の安定性の高い（２００）面を、（１
１１）面に対してある一定以上の割合で表面に対して配
向させれば、硬度が増加して切削特性を向上させること
ができると考えられる。前記Ｉ（２００）／Ｉ（１１
１）の値は、好ましくは０．２以上である。

【００３９】（１１１）面の回折線の回折角度は、皮膜
の成分組成、残留応力の状態、または基板の種類によっ
て変化しうるものであり、本発明の硬質皮膜についてＣ
ｕのＫα線を用いたθ−２θ法によるＸ線回折を行った
結果、回折角度はおおよそ３７．０°〜３８．０°の範
囲内で変化し、皮膜中のＴｉ量が増加すると該回折角度
が小さくなる傾向が示された。この様に、皮膜中のＴｉ
量の増加により前記（１１１）面の回折角度が低角側と
なる、即ち（１１１）面間距離が大きくなるのは、前述
の如く、ＴｉＮの格子定数（４．２４Å）が岩塩構造型
のＡｌＮの格子定数（４．１２Å）やＣｒＮの格子定数
（４．１４Å）と比較して大きいことに起因していると
考えられる。

【００４０】岩塩構造型の（１１１）面における回折角
度は、下記ブラッグの式（５）に代入して算出すること
ができる。尚、式（５）中の（１１１）面の面間距離
は、岩塩構造型のＴｉＮ、ＡｌＮ、およびＣｒＮの標準
格子定数（４．２４Å、４．１２Åおよび４．１４Å）
およびこれらの組成比から、混合則（low of mixture）
を用いて得た下記式（６）にて求めることができる。

【００４１】 2×面間距離(Å)×ｓｉｎ(回折角度2θ／2)＝使用Ｘ線の波長(Å) …（５） ［使用するＸ線の波長：ＣｕのＫα線 １．５４０５６Å］ （１１１）面間距離(Å)＝［2.4492×Ｔｉ量(at％)＋2.379×Ａｌ量（at％） ＋2.394×Ｃｒ量（at％）］／１００ …（６ ） ［尚、各元素量は金属元素のみで１００％換算］例え
ば、本発明の硬質皮膜；（Ｔｉ_0.1Ａｌ_0.72Ｃｒ_0.18）
Ｎ皮膜を超硬合金基板上に形成した場合、上記式（５）
より求めた回折角度は３７．６°であるが、成膜条件や
残留応力の影響により３７．２°〜３７．７°の範囲内
で変化する。この本発明の硬質皮膜の場合、形成ままの
状態で皮膜に圧縮応力が作用していたことから、基板に
平行な方向に位置する面の面間距離が、ポアソン効果に
より標準状態［上記式（６）から求められる面間距離］
よりも広がり、θ−２θのＸ線回折法における（１１
１）面の回折角度が標準状態［上記式（６）より求めた
標準状態の面間距離を上記式（５）に代入して求めた回
折角度］よりも低角度側に検出された。

【００４２】尚、ＣｕのＫα線を用いたθ−２θ法によ
るＸ線回折にて求められる（１１１）面の回折角度は、
皮膜中の金属元素の組成から上記式（５）および式
（６）を用いて算出される標準の回折角度に対し、±
０．３°の範囲内にあることが望ましい。

【００４３】また（１１１）面の回折線の半値幅［通
常、ＦＷＨＭ（Ｆｕｌｌ ＷｉｄｔｈＨａｌｆ Ｍａｘ
ｉｍｕｍ）、即ち、回折線最大強度の半分を示す部分の
回折線の幅を示す］は、皮膜の結晶サイズ、皮膜中の不
均一残留応力等の要因によって変化しうるものであり、
前記半値幅が大きくなると皮膜の結晶が小さくなる傾向
がある。本発明の要件を満足する硬質皮膜の場合、前記
半値幅は概ね０．２°以上で１°以下であり、一例とし
て示す前記（Ｔｉ_0.1Ａｌ_0.72Ｃｒ_0.18）Ｎ皮膜の場
合、成膜条件により０．３°〜０．８°の範囲内で変化
した。

【００４４】本発明の硬質皮膜は、上記要件を満足する
単層の皮膜の他、上記要件を満たし、且つ相互に異なる
皮膜を複数積層して用いることもできる。また用途によ
っては、前記１層または２層以上の本発明で規定する
（Ｔｉ，Ｃｒ，Ａｌ）（ＣＮ）膜の片面側または両面側
に、岩塩構造型主体の結晶構造を有し、且つ前記硬質皮
膜とは異なる成分組成の金属窒化物層、金属炭化物層お
よび金属炭窒化物層よりなる群から選択される少なくと
も１層が積層されていてもよい。

【００４５】尚、ここでいう「岩塩構造型主体の結晶構
造」も、前述の如く、θ−２θ法によるＸ線回折におけ
る岩塩構造を示すピークのうち、（１１１）面、（２０
０）面、（２２０）面、（３１１）面、（２２２）面、
（４００）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＢ（１１
１）、ＩＢ（２００）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ（３１
１）、ＩＢ（２２２）、ＩＢ（４００）とし、ＺｎＳ型
構造を示すピークのうち、（１００）面、（１０２）
面、（１１０）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＨ（１０
０）、ＩＨ（１０２）、ＩＨ（１１０）とした場合に、
上記式（４）の値が０．８以上となるような結晶構造の
ことをいうものとする。岩塩構造型であって前記硬質皮
膜とは異なる成分組成の金属窒化物層、金属炭化物層ま
たは金属炭窒化物層として、例えばＴｉＮ、ＴｉＡｌ
Ｎ、ＴｉＶＡｌＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＮｂ
ＡｌＣＮ、ＴｉＣ等の皮膜が挙げられる。

【００４６】また本発明の切削工具用硬質皮膜には、前
記１層もしくは２層以上の本発明の硬質皮膜の片面側ま
たは両面側に、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族、ＡｌおよびＳ
ｉよりなる群から選択される少なくとも１種の金属を含
む金属層または合金層が１以上積層されているものであ
ってもよく、前記４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の金属とし
て、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ等が挙げられ、合金としてはＴｉ
−Ａｌ等を用いることができる。この様な積層皮膜の形
成は、特に、硬質皮膜との密着性が超硬合金母材よりも
低い鉄系母材（ＨＳＳ、ＳＫＨ５１、ＳＫＤ等）を基板
とする場合に有効であり、前記鉄系母材上に、本発明で
規定する皮膜よりも比較的硬度の低い前記ＣｒＮ、Ｔｉ
Ｎ、ＴｉＡｌＮ等の皮膜、あるいはＣｒ、Ｔｉ、Ｔｉ−
Ａｌ等の金属中間層を形成し、その上に本発明の硬質皮
膜を形成することで、基材への密着性が良好な硬質皮膜
が得られるのである。

【００４７】上記（i）本発明の要件を満たし、かつ相
互に異なる皮膜や、（ii）岩塩構造型であって前記硬質
皮膜とは異なる成分組成の金属窒化物層、金属炭化物層
または金属炭窒化物層、（iii）４Ａ族、５Ａ族、６Ａ
族、ＡｌおよびＳｉよりなる群から選択される少なくと
も１種の金属を含む金属層または合金層を、複数層形成
して本発明の硬質皮膜とする場合には、１層の厚みが
０．００５〜２μmの範囲内にあればよいが、本発明の
硬質皮膜は、単層の場合であっても上記複数層の場合で
あっても、トータルとしての膜厚は、０．５μｍ以上２
０μｍ以下の範囲内とすることが望ましい。０．５μｍ
未満だと膜厚が薄すぎて耐摩耗性が好ましくなく、一
方、上記膜厚が２０μｍを超えると切削中に膜の欠損や
剥離が発生するからである。尚、より好ましい膜厚は１
μｍ以上で１５μｍ以下である。

【００４８】更に、Ａｌの組成比が高くても結晶構造が
実質的に岩塩構造型を主体とする本発明の硬質皮膜を作
製するには、本発明で規定する様な方法で成膜すること
が大変有効である。即ち、成膜ガス雰囲気中でアーク放
電を行ってターゲットを構成する金属を蒸発させてイオ
ン化し、被処理体上に本発明の硬質皮膜を形成する方法
にて、前記金属とともに成膜ガスのプラズマ化を促進し
つつ成膜することが必要であり、このとき前記被処理体
近傍における成膜ガスのプラズマ化を、ターゲットの蒸
発面にほぼ直交して前方に発散ないし平行に進行するよ
う形成した磁力線によって促進しつつ成膜することを好
ましい形態とする。

【００４９】尚、本発明の成膜方法は、本発明で規定す
る岩塩構造型を主体とする（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）（Ｃ
Ｎ）皮膜の成膜に有効であるのは勿論のこと、それ以外
の皮膜を成膜するにあたっても大変有効な方法であるこ
とは言うまでもない。

【００５０】アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装
置においては、従来のように磁場がターゲットの裏側に
配置されたカソード蒸発源では本発明の皮膜を作製する
ことが困難であり、磁石がターゲットの横または前方に
配置されて、ターゲット蒸発面にほぼ直交して前方に発
散ないし平行に進行する磁力線を形成し、この磁力線に
よって成膜ガスのプラズマ化を促進することが本発明の
硬質皮膜を形成する上で大変有効なのである。

【００５１】本発明を実施するための装置の一例とし
て、図２にＡＩＰ装置を示しながら簡単に説明する。

【００５２】このＡＩＰ装置は、真空排気する排気口１
１および成膜ガスを供給するガス供給口１２とを有する
真空容器１と、アーク放電によって陰極を構成するター
ゲットを蒸発させてイオン化するアーク式蒸発源２と、
コーティング対象である被処理体（切削工具）Ｗを支持
する支持台３と、この支持台３と前記真空容器１との間
で支持台３を通して被処理体Ｗに負のバイアス電圧を印
加するバイアス電源４とを備えている。

【００５３】前記アーク式蒸発源２は、陰極を構成する
ターゲット６と、このターゲット６と陽極を構成する真
空容器１との間に接続されたアーク電源７と、ターゲッ
ト６の蒸発面Ｓにほぼ直交して前方に発散ないし平行に
進行し、被処理体Ｗの近傍まで伸びる磁力線を形成する
磁界形成手段としての磁石（永久磁石）８とを備えてい
る。被処理体Ｗの近傍付近における磁束密度としては、
被処理体の中心部において磁束密度が１０Ｇ（ガウス）
以上、好ましくは３０Ｇ以上とするのが良い。尚、蒸発
面にほぼ直交するとは、蒸発面の法線方向に対して０°
を含み、３０°程度以下の角度をなすことを意味する。

【００５４】図３は、本発明の実施に供するアーク式蒸
発源要部の一例を拡大した断面概略図であるが、前記磁
界形成手段としての磁石８は、ターゲット６の蒸発面Ｓ
を取り囲むように配置されている。磁界形成手段として
は、前記磁石に限らず、コイルとコイル電源とを備えた
電磁石でも良い。また、磁石の配置場所は図４に示すよ
うに、ターゲット６の蒸発面Ｓの前方（被処理体側）を
取り囲むように設けても良い。尚、図２では、チャンバ
ーをアノードとしたが、例えばターゲット側面前方を取
り囲むような円筒形状の専用アノードを設けても良い。

【００５５】尚、図５に示す従来のＡＩＰ装置のアーク
式蒸発源１０２にも、アーク放電をターゲット１０６上
に集中させるための電磁石１０９を備えたものがある
が、電磁石１０９がターゲット１０６の裏側に位置して
いるため、磁力線がターゲット蒸発面近傍でターゲット
表面と平行となり、磁力線が被処理体Ｗの近傍にまで伸
びないようになっている。

【００５６】本発明で使用するＡＩＰ装置のアーク式蒸
発源と、従来のそれとの磁場構造の違いは、成膜ガスの
プラズマの広がり方の違いにある。

【００５７】前記図４に示すように、放電で発生した電
子ｅの一部が磁力線に巻き付くように運動を行い、この
電子が成膜ガスを構成する窒素分子等と衝突することに
よって成膜ガスがプラズマ化する。前記図５における従
来の蒸発源１０２では、磁力線がターゲット近傍に限ら
れるため、上記の様にして生成された成膜ガスのプラズ
マの密度はターゲット近傍が最も高く、被処理体Ｗの近
傍ではプラズマ密度がかなり低いものとなっている。こ
れに対し、図３および図４に示す様な本発明で使用する
蒸発源では、磁力線が被処理体Ｗにまで伸びるため、被
処理体Ｗ近傍における成膜ガスのプラズマ密度が従来の
蒸発源に比べ格段に高いものとなっている。

【００５８】そして、この様な成膜ガスのプラズマ密度
の違いが、生成される膜の結晶構造に影響を与えると考
えられる。図６はこの様な影響を確認した一実施例であ
り、組成が（Ｔｉ_0.1，Ｃｒ_0.2，Ａｌ_0.7）Ｎの膜を、
従来の蒸発源と本発明者等の蒸発源をそれぞれ用いて成
膜したときのＴｉＣｒＡｌＮ膜のＸ線回折結果を示した
ものである。図６中の「Ｂ１」は岩塩構造、「Ｈｅｘ」
はＺｎＳ型構造を表し、（ ）は結晶面を表している。
また、図６中における記号のないピークは、基板（超硬
合金）のピークを示している。成膜条件は、両蒸発源と
もにアーク電流１００Ａ、窒素ガス圧力２．６６Ｐａ、
基板（被処理体）温度４００℃とし、基板（被処理体）
のバイアス電圧を５０Ｖ〜３００Ｖの範囲内で変化させ
ている。尚、バイアスの電位は、アース電位に対してマ
イナスとなるように印加しており、例えばバイアス電圧
１００Ｖとは、アース電位に対してバイアス電位が−１
００Ｖであることを示す。

【００５９】この図６（２）に示されるように、磁石が
ターゲットの背面に位置している従来のＡＩＰ装置の蒸
発源では、バイアス電圧を３００Ｖまで上げても、立方
晶である岩塩構造型と六方晶であるＺｎＳ型との混合相
しか生成できないが、図６（１）に示されるように、磁
石がターゲット側面に位置している本発明のＡＩＰ装置
の蒸発源を用いると、バイアス電圧をアース電位に対し
て７０Ｖ以上とすることで岩塩構造型単相の膜が得られ
ることがわかる。

【００６０】もともと岩塩構造型ＡｌＮは、常温常圧で
は非平衡相であり生成しにくい物質であるが、本発明者
等の蒸発源によって窒素のプラズマ化が促進されて、窒
素が高エネルギーの粒子となっているため、非平衡相で
ある岩塩構造型ＡｌＮが生成し易くなっているものと考
えられる。

【００６１】前記バイアス電圧を上げることで、プラズ
マ化した成膜ガスや金属イオンのエネルギーが高くな
り、膜の岩塩構造化が促進されることとなるため、バイ
アス電圧は５０Ｖ以上とすることが好ましく、より好ま
しくは７０Ｖ以上、さらに好ましくは１００Ｖ以上であ
る。しかしバイアス電圧が高すぎると、プラズマ化した
成膜ガスによって膜がエッチングされ、成膜速度が極端
に小さくなるためあまり実用的でない。従って、バイア
ス電圧は３００Ｖ以下とすることが好ましく、より好ま
しくは２６０Ｖ以下で、さらに好ましくは２００Ｖ以下
である。バイアス電圧を印加する目的は、前述の如く入
射する成膜ガスやターゲットからの金属原子のイオンに
エネルギーを与え、皮膜の岩塩構造化を促進することに
あるが、Ａｌ量の比較的少ない皮膜あるいはＣｒ量の比
較的多い皮膜の形成においては、バイアス電圧が多少低
くても前述の引き込み効果が有効に作用し、岩塩構造化
を容易に図ることができる。皮膜中のＡｌ量が約６５原
子％以下、またはＣｒ量が約２５原子％を越える皮膜の
形成では、バイアス電圧を７０Ｖ以下としても岩塩構造
型単層の皮膜を得ることができる。

【００６２】また本発明では、皮膜形成時の基板温度の
範囲を３００℃以上８００℃以下とすることが好ましい
としているが、これは形成した皮膜の応力と関係してい
る。図７は、一例として（Ｔｉ_0.1Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.2）Ｎ
皮膜形成時の基板（被処理体）温度と形成した皮膜の残
留応力の関係を示したものであり、アーク電流を１００
Ａ、成膜時の基板のバイアス電圧を１５０Ｖ、窒素ガス
の圧力を２．６６Ｐａとして実験を行っている。

【００６３】この図７より、基板温度が上昇すれば得ら
れる硬質皮膜の残留応力は低減する傾向にあることが分
かる。得られた硬質皮膜に過大な残留応力が作用してい
ると、成膜ままの状態で剥離が生じ易く密着性に劣る。
従って、基板温度は３００℃以上とするのが好ましく、
より好ましくは４００℃以上である。一方、基板（被処
理体）温度を高めれば上記残留応力は低減するが、残留
応力が小さすぎる場合には圧縮応力が小さくなり、基板
の抗折力増加作用が損なわれ、また高温による基板の熱
的変質も生じることとなる。従って基板温度は８００℃
以下とすることが好ましい。より好ましくは７００℃以
下である。

【００６４】基板が超硬合金母材の場合、前記基材温度
は特に制限されるものではないが、基材がＨＳＳ（高速
度工具鋼、ＳＫＨ５１等）あるいはＳＫＤ１１、ＳＫＤ
６１等の熱間工具鋼である場合には、成膜時の基板温度
を基板材料の焼き戻し温度以下にして基板の機械的特性
を維持するのがよい。焼き戻し温度は基板材料によって
異なり、例えば前記ＳＫＨ５１で５５０〜５７０℃程
度、前記ＳＫＤ６１で５５０〜６８０℃、前記ＳＫＤ１
１の高温焼き戻しでは５００〜５３０℃であり、成膜時
の基板温度はこれらの焼き戻し温度以下とすることが好
ましい。より好ましくはそれぞれの焼き戻し温度に対し
て５０℃程度低い基板温度とするのがよい。

【００６５】さらに本発明では、形成時の反応ガスの分
圧または全圧を０．５Ｐａ〜７Ｐａの範囲とすることを
好ましい成膜条件としている。ここで反応ガスの「分圧
または全圧」と表示しているのは、本発明が、前述のよ
うに窒素ガスやメタンガスといった皮膜の成分組成に必
要な元素を含むガスを反応ガス、それ以外のアルゴン等
のような希ガスなどをアシストガスといい、これらを併
せて成膜ガスとしており、成膜ガスとしてアシストガス
を用いず反応ガスのみを用いる場合には、反応ガスの全
圧を制御することが有効で、また反応ガス及びアシスト
ガスの両方を用いる場合には反応ガスの分圧を制御する
ことが有効だからである。この反応ガスの分圧または全
圧が０．５Ｐａ未満の場合は、アーク蒸発の場合発生す
るマクロパーティクル（ターゲットの溶融物）の発生が
多く表面粗度が大きくなり、用途によっては不都合を生
じるので好ましくないのである。一方、反応ガスの分圧
または全圧が７Ｐａを超える場合は、蒸発粒子の反応ガ
スとの衝突による散乱が多くなり、成膜速度が低下する
ため好ましくないのである。好ましくは１Ｐａ以上で５
Ｐａ以下であり、より好ましくは１．５Ｐａ以上で４Ｐ
ａ以下である。

【００６６】本発明では、成膜方法としてＡＩＰ法につ
いて述べたが、金属元素とともに成膜ガスのプラズマ化
が促進される成膜方法であれば、ＡＩＰ法に限定される
ものではなく、例えば、パルススパッタリング法や窒素
のイオンビームアシストデポジション法で成膜すること
もできる。

【００６７】本発明の硬質皮膜は、上述の如くターゲッ
トを蒸発またはイオン化させて、被処理体上に成膜する
イオンプレーティング法やスパッタリング法等の気相コ
ーティング法にて製造するのが有効であるが、該ターゲ
ットの特性が好ましくない場合には、成膜時に安定した
放電状態が保てず、得られる皮膜の成分組成が均一でな
い等の問題が生じる。そこで、優れた耐摩耗性を発揮す
る本発明の切削工具用硬質皮膜を得るにあたり、使用す
るターゲットの特性についても検討したところ、下記の
様な知見が得られた。

【００６８】まず、ターゲットの相対密度を９５％以上
とすることで、成膜時の放電状態が安定し、効率よく本
発明の硬質皮膜が得られることが分かった。即ち、ター
ゲットの相対密度が９５％未満であると、ターゲット中
にミクロポア等の合金成分の粗な部分が生じるようにな
り、この様なターゲットを成膜に用いた場合、該合金成
分の蒸発が不均一となって、得られる皮膜の成分組成が
ばらついたり膜厚が不均一となったりしてしまう。ま
た、空孔部分は成膜時に、局所的かつ急速に消耗するの
で、減耗速度が速くなりターゲットの寿命が短くなる。
空孔が多数存在する場合には、局所的な減耗が急速に進
むのみならず、ターゲットの強度が劣化して割れが生じ
る原因ともなるのである。上記ターゲットの相対密度は
９６％以上であることが好ましく、より好ましくは９８
％以上である。

【００６９】ターゲットの相対密度が９５％以上であっ
ても、ターゲット中に存在する空孔が大きい場合には、
放電状態が不安定となり良好に皮膜が成膜されないため
好ましくない。ターゲット中に半径０．５μｍ以上の空
孔が存在すると、ターゲットを構成する合金成分の蒸発
またはイオン化のためのアーク放電が中断して成膜を行
うことができないことが知られている。本発明者らが検
討したところ、空孔の半径が０．３μｍ以上になると放
電中断には至らずとも放電状態が不安定となることが分
かった。従って、安定した放電状態を保ち、良好にかつ
効率よく成膜を行うには、ターゲット中に存在する空孔
の半径を０．３μｍ未満、好ましくは０．２μｍ以下と
するのがよいのである。

【００７０】ＡＩＰ法等の気相コーティング法では、使
用するターゲットの成分組成が、形成される皮膜の成分
組成を決定付けることから、ターゲットの成分組成は、
目的とする皮膜の成分組成と同一であることが好まし
い。即ち、耐摩耗性に優れた本発明の硬質皮膜を得るに
は、ターゲットとして、（Ｔｉ_x，Ａｌ_y，Ｃｒ_z）から
なるものであって、 ０．０２≦ｘ≦０．３０、 ０．５５≦ｙ≦０．７６５、 ０．０６≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１ （ｘ，ｙ，ｚはそれぞれＴｉ，Ａｌ，Ｃｒの原子比を示
す。以下同じ）、または ０．０２≦ｘ≦０．１７５、 ０．７６５≦ｙ、 ４（ｙ−０．７５）≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１ を満足するものを用いることが好ましいのである。

【００７１】上記ターゲットの成分組成を満足していて
も、ターゲットの成分組成分布がばらついていると、得
られる硬質皮膜の成分組成分布も不均一となり、該皮膜
の耐摩耗性が部分的に異なることとなってしまう。また
ターゲットの成分組成分布にばらつきがあると、ターゲ
ットに局所的な電気伝導性や融点等の差異が生ずること
となり、これが放電状態を不安定にして良好に成膜され
ないのである。従って、本発明のターゲットは、組成分
布のばらつきが０．５ａｔ％以内にあることが好まし
い。

【００７２】更に本発明者らは、ターゲットの製造に用
いる原料あるいはターゲット製造時の雰囲気が原因で、
ターゲット中に不可避的に混入する不純物（酸素、水
素、塩素、銅およびマグネシウム）の含有量が、成膜時
の放電状態等に及ぼす影響についても調べた。

【００７３】その結果、酸素、水素および塩素がターゲ
ット中に多量に含まれていると、成膜時にターゲットか
らこれらのガスが突発的に発生し、放電状態が不安定と
なったり最悪の場合にはターゲットそのものが破損して
良好に成膜されないことが分かった。従って、ターゲッ
ト中に含まれる酸素は０．３質量％以下、水素は０．０
５質量％以下、塩素は０．２質量％以下に抑えるのがよ
いのである。より好ましくは、酸素を０．２質量％以
下、水素を０．０２質量％以下、塩素を０．１５質量％
以下に抑える。

【００７４】また、銅やマグネシウムは、本発明のター
ゲットを構成するＴｉ，ＡｌおよびＣｒよりも蒸気圧が
高く気化しやすいので、多量に含まれる場合には、ター
ゲット製造時にガス化してターゲット内部に空孔が形成
され、この様な欠陥が原因で成膜時の放電状態が不安定
となるのである。従って、ターゲット中に含まれる銅の
含有量は、０．０５質量％以下に抑えることが好まし
く、より好ましくは０．０２質量％以下である。また、
マグネシウムの含有量は、０．０３質量％以下に抑える
ことが好ましく、より好ましくは０．０２質量％以下で
ある。

【００７５】この様な不純物の含有量を本発明で規定す
る範囲にまで低減する方法として、例えば原料粉末の真
空溶解や、清浄雰囲気で原料粉末の配合・混合を行うこ
と等が挙げられる。

【００７６】ところで本発明は、ターゲットの製造方法
についてまで特定するものではないが、例えば、量比や
粒径等を適切に調整した原材料のＴｉ粉末、Ｃｒ粉末お
よびＡｌ粉末を、Ｖ型ミキサー等で均一に混合して混合
粉末とした後、これに冷間静水圧加圧処理（ＣＩＰ処
理）あるいは熱間静水圧加圧処理（ＨＩＰ処理）を施す
ことが本発明のターゲットを得る有効な方法として挙げ
られる。これらの方法の他、熱間押出法や超高圧ホット
プレス法等によっても本発明のターゲットを製造するこ
とができる。

【００７７】尚、上記の様にして混合粉末を調製した
後、ホットプレス処理（ＨＰ）にてターゲットを製造す
る方法も挙げられるが、この方法では、本発明で用いる
Ｃｒが高融点金属であるため相対密度の高いターゲット
が得られ難いといった問題点がある。また、上記の様に
混合粉末を用いて製造する方法の他、予め合金化させた
粉末を用いて、ＣＩＰ処理やＨＩＰ処理を行ったり、溶
解・凝固させてターゲットを得る方法も挙げられる。し
かし前記合金化粉末を用いてＣＩＰ処理またはＨＩＰ処
理を行う方法では、組成の均一なターゲットが得られる
という利点があるものの、合金粉末が難焼結性であるた
め、高密度ターゲットが得られ難いといった問題点があ
る。また後者の合金化粉末を溶解・凝固させる方法で
は、組成が比較的均一なターゲットが得られるという利
点があるが、凝固時に割れや引け巣が発生し易いといっ
た問題があり、本発明のターゲットを得ることは難し
い。

【００７８】

【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

【００７９】［実施例１］前記図２に示すＡＩＰ装置の
カソードにＴｉ、Ｃｒ、Ａｌからなるターゲット合金を
取り付け、さらに、支持台上に基板（被処理体）として
超硬合金製チップ、超硬合金製スクエアエンドミル（直
径１０ｍｍ、２枚刃）および白金箔（０．１ｍｍ厚）を
取り付けた。そして、チャンバー内を真空排気後、チャ
ンバー内にあるヒーターで被処理体の温度を４００℃に
加熱し、３×１０^-3Ｐａ以下の真空度とした後に、０．
６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で、基板（被処理体）に７
００Ｖのバイアス電圧を印可してＡｒイオンによる前記
基板のクリーニングを１０分間行った。その後、窒素ガ
スを導入し、チャンバー内の圧力を２．６６Ｐａ、アー
ク電流を１００Ａとしてアーク放電を開始し、基板（被
処理体）の表面に膜厚４μｍの皮膜を形成した。尚、成
膜中にアース電位に対して基板（被処理体）がマイナス
電位となるよう１５０Ｖのバイアス電圧を基板（被処理
体）に印加した。

【００８０】成膜終了後、膜中の金属成分組成、膜の結
晶構造、ビッカース硬度および酸化開始温度を調べた。
ビッカース硬度はマイクロビッカース硬度測定器を用
い、荷重０．２５Ｎ、保持時間を１５秒として測定し
た。膜中のＴｉ、Ｃｒ、Ａｌの成分組成はＥＰＭＡによ
り測定した。尚、皮膜中の金属元素およびＮを除くＯ、
Ｃ等の不純物元素量は、前記ＥＰＭＡによる定量分析で
酸素が１ａｔ％以下、炭素が２ａｔ％以下のレベルであ
った。また、膜の結晶構造はＸ線回折により同定した。
酸化開始温度は、白金サンプルを用いて、熱天秤により
人工乾燥空気中で室温から５℃／ｍｉｎの昇温速度で加
熱したときに重量変化が生じる温度を測定し、その温度
を酸化開始温度とした。前記式（４）の値は、前述のよ
うにＸ線回折装置にてＣｕのＫα線を用いて各結晶面の
ピーク強度を測定して求めた。得られた膜の成分組成、
結晶構造、ビッカース硬度、酸化開始温度および前記式
（４）の値を表１に示す。

【００８１】

【表１】

【００８２】表１より、Ｎｏ．２１，２２および２３に
示すＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）の皮膜硬
度は２７００〜３０５０で、酸化開始温度は８００〜８
５０℃であるが、皮膜硬度および酸化開始温度の両方を
同時に高めることはできていない。これに対し、本発明
の成分組成範囲を満たすＮｏ．１〜１７では、高いビッ
カース硬度および酸化開始温度を同時に達成することが
できた。

【００８３】図８は、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ膜におけ
る金属成分Ｔｉ、ＡｌおよびＣｒの組成図にて本発明範
囲とＮｏ．１〜２７の実施例を示したものであるが、こ
の図８の●、▲および■に示されるように、本発明の範
囲内にあるＮｏ．１〜１７は、ＴｉＡｌＮ（０．５６≦
Ａｌ≦０．７５）の示す高硬度および高酸化開始温度を
同時に達成させることができた。特に、図８にて■で示
す好ましい成分組成範囲内にあるＮｏ．３〜５は、酸化
開始温度がＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）と
ほぼ同程度でかつ非常に高い硬度を示し、Ｎｏ．１５〜
１７は、硬度がＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７
５）の最高レベルと同等でかつ高い酸化開始温度を示す
結果となった。

【００８４】また、図８にて●で示すより好ましい成分
組成範囲内にあるＮｏ．６〜９、１０〜１４は、従来の
ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）では実現し得
なかった最高の硬度および最高の酸化開始温度を達成す
ることができ、いずれにしても従来のＴｉＡｌＮ（０．
５６≦Ａｌ≦０．７５）膜より高い耐摩耗性を発揮でき
ることとなった。

【００８５】これに対し、図８にて○で示す本発明の規
定成分組成を満たさないＮｏ．１８〜２０、２４〜２７
は、高いビッカース硬度および酸化開始温度を同時に示
すものではなく、上記ＴｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦
０．７５）と同程度かまたはそれ以下となったため、Ｔ
ｉＡｌＮ（０．５６≦Ａｌ≦０．７５）よりも優れた耐
摩耗性を期待することはできない。

【００８６】［実施例２］前記実施例１で得られた硬質
皮膜を被覆したエンドミルのうち、Ｎｏ．１，４，７，
１１，１６，１８，１９，２２，２４および２７につい
て切削試験を行い、摩耗評価を行った。被削材としてＳ
ＫＤ６１焼き入れ鋼（ＨＲＣ５０）を用いた。切削条件
は以下の通りである。摩耗評価は、上記各エンドミルを
用いて被削材を２０ｍ切削後、刃先を光学顕微鏡で観察
して摩耗幅を測定した。その結果を表２に示す。

【００８７】切削条件 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ 送り速度：０．０７ｍｍ／刃 切り込み：５ｍｍ ピックフィード：１ｍｍ 切削油：エアーブローのみ 切削方向：ダウンカット

【００８８】

【表２】

【００８９】表２より、本発明の要件を満たす皮膜をコ
ーティングしたＮｏ．１，４，７，１１および１６のエ
ンドミルは、本発明の要件を満足しない皮膜をコーティ
ングしたＮｏ．１８，１９，２２，２４および２７のエ
ンドミルと比較して摩耗幅が小さく、耐摩耗性に優れて
いることがわかる。

【００９０】［実施例３］組成がＴｉ：９ａｔ％、Ｃ
ｒ：１９ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、成膜時間を変化させて行ったことを除き、前記実
施例１と同様にして超硬合金製スクエアエンドミル（直
径１０ｍｍ、２枚刃）上に表３に示す種々の膜厚のＴｉ
ＣｒＡｌＮ膜を成膜した。この時、蒸発源には前記図４
に示す蒸発源を用いた。また、成膜時のバイアス電圧は
１００Ｖとした。尚、得られた膜の金属成分をＥＰＭＡ
にて組成分析したところ、Ｔｉ：１０ａｔ％、Ｃｒ：２
０ａｔ％、Ａｌ：７０ａｔ％であった。成膜後のエンド
ミルの耐摩耗性を、前記実施例２と同様にして切削試験
を行い評価した。その結果を表３に併記する。

【００９１】

【表３】

【００９２】表３より、本発明で好ましいとする膜厚の
Ｎｏ．１〜５は、摩耗幅が小さく優れた耐摩耗性を示す
のに対し、Ｎｏ．６は、膜厚が薄いため耐摩耗性に劣る
結果となった。またＮｏ．７は膜厚が厚すぎるため切削
中に刃先が欠損した。

【００９３】［実施例４］組成がＴｉ：１３ａｔ％、Ｃ
ｒ：１５ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、支持台上に被処理体として超硬合金製チップ、超
硬合金製スクエアエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）
および白金箔（０．１ｍｍ厚）を前記図２に示したＡＩ
Ｐ装置に取り付け、チャンバー内を真空状態にした。そ
の後、チャンバー内にあるヒーターで被処理体温度を５
５０℃に加熱し、窒素とメタンの混合ガスを導入してチ
ャンバー内の圧力を２．６６Ｐａとし、アーク電流１０
０Ａでアーク放電を開始して、前記基板（被処理体）の
表面に膜厚３μｍの（ＴｉＡｌＣｒ）（ＣＮ）皮膜を形
成した。成膜中はアース電位に対して基板（被処理体）
がマイナス電位となるよう１５０Ｖのバイアス電圧を基
板（被処理体）に印加した。その他の成膜条件に関して
は前記実施例１と同様である。

【００９４】成膜終了後、膜中の金属成分組成、酸化開
始温度および耐摩耗性について調べた。得られた皮膜中
のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒの成分組成はＥＰＭＡにより測定し
た。金属元素およびＣ、Ｎを除く皮膜中の不純物元素量
は、前記ＥＰＭＡによる定量分析で酸素が１ａｔ％以下
のレベルであった。酸化開始温度は前記実施例１の方法
と同様にして測定した。また成膜後のエンドミルの耐摩
耗性は、前記実施例２と同様にして切削試験を行い評価
した。これらの結果を表４に併記する。

【００９５】

【表４】

【００９６】表４より本発明の要件を満たす皮膜をコー
ティングしたＮｏ．１〜３のエンドミルは（ＴｉＡｌＣ
ｒ）（ＣＮ）皮膜におけるＣおよびＮの比率が本発明の
規定を外れているＮｏ．４のエンドミルと比較して、酸
化開始温度が高くかつ切削試験における摩耗幅が小さ
く、耐摩耗性に優れていることが分かる。

【００９７】［実施例５］組成がＴｉ：９ａｔ％、Ｃ
ｒ：１９ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、前記実施例１と同様に超硬合金製エンドミル（直
径１０ｍｍ、２枚刃）を基材（被処理体）として以下の
皮膜を形成した。

【００９８】即ち、バイアス電圧、成膜温度等を変化さ
せて、結晶配向の異なる（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ）Ｎ皮膜を
形成した他、成膜ガスとして（窒素＋メタン）ガスを用
いて、ＣおよびＮの比率の異なる（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ）
（ＣＮ）皮膜を形成した。また、（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ）
Ｎ皮膜とＴｉ₅₀Ａｌ₅₀Ｎ皮膜の積層皮膜を形成した。表
５に示す実験Ｎｏ．８は、超硬合金製エンドミル表面に
（Ｔｉ、Ｃｒ、Ａｌ）（ＣＮ）皮膜を形成した後、更に
Ｔｉ₅₀Ａｌ₅₀Ｎ皮膜を形成したものであり、実験Ｎｏ．
９は、超硬合金製エンドミル表面に、（Ｔｉ、Ｃｒ、Ａ
ｌ）（ＣＮ）皮膜およびＴｉ₅₀Ａｌ₅₀Ｎ皮膜の各１０層
を交互に積層させたものである。尚、総膜厚は約３μｍ
であった。得られた皮膜の耐摩耗性は、前記実施例２と
同様にして切削試験を行い、摩耗幅で評価した。

【００９９】

【表５】

【０１００】表５より、実験Ｎｏ．３、６および７で
は、摩耗試験における摩耗幅が大きいことから、結晶配
向や（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ）（ＣＮ）皮膜におけるＣおよ
びＮの比率が、本発明の要件を満足するよう制御するこ
とで、より耐摩耗性に優れた硬質皮膜が得られることが
分かる。

【０１０１】［実施例６］組成がＴｉ：１０ａｔ％、Ｃ
ｒ：１８ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、前記図２に示したＡＩＰ装置を使用して、表６ま
たは表７に示す様にバイアス電圧、基板温度、窒素ガス
圧を変化させて、超硬合金製スクエアエンドミル（直径
１０ｍｍ、２枚刃）または超硬合金製チップ上に膜厚約
３μmの（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ）Ｎ皮膜を形成した。成膜
時のアーク電流は１５０Ａとし、その他の成膜条件は前
記実施例１と同様とした。

【０１０２】成膜終了後、得られた皮膜の金属成分組
成、結晶構造、結晶方位、岩塩構造型の（１１１）面の
回折線の回折角度および半値幅、ビッカース硬度および
耐摩耗性を調べた。結晶構造、結晶方位、岩塩構造型の
（１１１）面の回折線の回折角度および半値幅はＣｕの
Ｋαを用いたθ−２θ法のＸ線回折で測定した。耐摩耗
性は、前記実施例２と同様にして切削試験を行い摩耗幅
で評価した。得られた皮膜の金属成分組成はＥＰＭＡで
測定した。その結果、表７に示す通り、成膜条件により
Ｔｉ：１０〜１２ａｔ％、Ｃｒ：１０〜２３ａｔ％、Ａ
ｌ：６６〜６８ａｔ％の範囲内でわずかに成分組成が異
なっていることが分かった。これらの結果を表６および
表７に示す。皮膜中の金属元素および窒素以外の不純物
元素量は、前記ＥＰＭＡによる定量分析で酸素が１原子
％以下、炭素が２原子％以下のレベルであった。また金
属元素の合計量と窒素との比率は、いずれも原子比で
０．９〜１．１の範囲内であった。

【０１０３】

【表６】

【０１０４】

【表７】

【０１０５】表６および表７より、本発明で好ましいと
する基板電圧、反応ガス圧、基板温度に制御したＮｏ．
１〜６、９〜１２、および１５〜１７は、Ｎｏ．７、
８、１３、１４および１８と比較して、硬度が高く、か
つ摩耗幅が小さく優れた耐摩耗性を有することから、成
膜条件を本発明の規定を満たすよう制御することによっ
て、皮膜の結晶配向、回折線の角度および半値幅を本発
明で好ましい範囲内とすることができ、結果として耐摩
耗性に優れた皮膜が得られることが分かる。

【０１０６】［実施例７］組成がＴｉ：１０ａｔ％、Ｃ
ｒ：１８ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、図２に示したＡＩＰ装置を用い（但し、この場合
は蒸発源２を２つ設置）、皮膜の種類に応じてアーク電
流を１００〜１５０Ａ、窒素（または窒素とメタンの混
合）ガス圧を０Ｐａ（金属膜）〜２．６６Ｐａ、膜種に
応じて基板に印加するバイアス電圧を３０〜１５０Ｖの
範囲内で変化させ、基板温度を５５０℃にして、表８に
示す種々の金属窒化物、炭化物、炭窒化物または金属膜
の積層膜を超硬合金製スクエアエンドミル（直径１０ｍ
ｍ、２枚刃）上に形成した。その他の成膜条件に関して
は前記実施例１と同様である。積層の仕方は、超硬合金
製エンドミル上に、表８における皮膜１、次に表８にお
ける皮膜２の順に、交互に蒸発源を切り替えて表８に示
す膜厚の皮膜を積層した。表８に示す積層数は［皮膜１
＋皮膜２］を１単位とした時の繰り返し数を示す。尚、
総膜厚は約３μｍであった。成膜後の皮膜の耐摩耗性は
前記実施例２と同様にして切削試験を行い評価した。こ
れらの結果を表８に示す。

【０１０７】

【表８】

【０１０８】表８の実験Ｎｏ．１〜１２より、切削工具
用硬質皮膜を複数層とする場合であっても、本発明の要
件を満たす皮膜をコーティングしたものであれば、切削
試験の摩耗幅は３０μm以下と優れた耐摩耗性を示すこ
とが分かる。

【０１０９】［実施例８］組成がＴｉ：９ａｔ％、Ｃ
ｒ：１９ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲットを
用い、アーク電流を１００Ａ、基板（被処理体）温度を
５００℃とし、アース電位に対して基板（被処理体）側
がマイナスとなるようバイアス電圧を５０〜４００Ｖの
範囲内で変化させて３０分間成膜を行ったことを除き、
前記実施例１と同様にして超硬合金製チップまたは超硬
合金製スクエアエンドミル（１０ｍｍ直径、２枚刃）上
に成膜を行った。得られた皮膜の結晶構造をＸ線回折に
より同定した。また成膜後の超硬合金製チップを破断
し、その断面を走査型電子顕微鏡で観察して膜厚を測定
した。更に前記実施例２と同様にして切削試験を実施し
た。これらの結果を表９に示す。尚、得られた皮膜の金
属元素組成をＥＭＰＡで測定したところ、成膜時のバイ
アス電圧の相違によりＴｉ：９〜１１ａｔ％、Ｃｒ：１
９〜２１ａｔ％、Ａｌ：６８〜７１ａｔ％の範囲内でわ
ずかに成分組成が異なっていることが分かった。

【０１１０】

【表９】

【０１１１】表９より、Ｎｏ．２〜５は、本発明で好ま
しいとするバイアス電圧範囲内としたものであり、この
様なバイアス電圧で成膜することによって最適な結晶構
造または膜厚とすることができた。これに対し、Ｎｏ．
１は本発明で好ましいとするバイアス電圧よりも低いた
め、結晶構造がＢ１＋Ｈｅｘの混合相となり、優れた耐
摩耗性を期待することができない。また、Ｎｏ．６およ
び７は、本発明で好ましいとするバイアス電圧よりも高
く、膜厚が薄いかほとんど成膜されないため、優れた耐
摩耗性を期待することができない。また、切削試験を行
った結果についても、本発明で望ましいとするバイアス
電圧で成膜した皮膜は、摩耗量が小さく切削性に優れて
いることが分かる。

【０１１２】［実施例９］組成がＴｉ：１０ａｔ％、Ｃ
ｒ：１８ａｔ％、Ａｌ：７２ａｔ％の合金ターゲット、
Ｔｉ：５０ａｔ％、Ａｌ：５０ａｔ％の合金ターゲッ
ト、または純Ｔｉ金属、純Ｃｒ金属のターゲットを用
い、前記図２に示したＡＩＰ装置を使用して、超硬合金
チップ及び超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍ
ｍ、センター半径５Ｒ、２枚刃）上に、膜厚約３μmの
ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＮまたはＣｒＮ膜を
形成した。前記基板に印加するバイアス電圧は、ＴｉＡ
ｌＣｒＮ成膜時には１５０Ｖ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＮまた
はＣｒＮ成膜時には５０Ｖとし、基板温度は５５０〜５
８０℃の範囲とし、反応ガス（窒素）の圧力は２．６６
Ｐａ、アーク電流は１５０Ａとした。その他の成膜条件
は前記実施例１と同様である。

【０１１３】成膜終了後、得られた皮膜の金属成分組
成、ビッカース硬度および耐摩耗性を調べた。耐摩耗性
は、下記の条件で切削試験を実施し、ボールエンドミル
の先端部の摩耗幅および境界部の摩耗幅で評価した。Ｅ
ＰＭＡにより成分組成を測定した結果、合金ターゲット
を用い成膜したＴｉＣｒＡｌＮ膜およびＴｉＡｌＮ膜の
成分組成は、ターゲットの成分組成と多少異なり、それ
ぞれターゲットよりもＡｌ量のわずかに少ない（Ｔｉ
_0.1Ｃｒ_0.22Ａｌ_0.68）Ｎおよび（Ｔｉ_0.54Ａｌ_{0.4 6}）
Ｎの組成の皮膜が得られた。また、皮膜中の金属元素と
窒素原子との比率は、いずれの皮膜も原子比で０．９〜
１．１の範囲内であった。

【０１１４】切削試験条件 被削材：Ｓ５５Ｃ（ブリネル硬度２２０） 切削速度：１００ｍ／分 送り速度：０．０５ｍｍ／刃 深さ切り込み：４．５ｍｍ ピックフィード：０．５ｍｍ その他：ダウンカット、エアブロー 切削長：３０ｍ

【０１１５】

【表１０】

【０１１６】表１０より、本発明の要件を満たす皮膜
は、前記切削試験における先端部摩耗量および境界部摩
耗量が従来知られているＴｉＡｌＮ、ＴｉＮ、ＣｒＮの
皮膜と比較して小さく、被切削材；Ｓ５５Ｃ（ＨＢ２２
０）に対して優れた切削特性を示すことが分かる。

【０１１７】［実施例１０］ターゲットの相対密度や不
純物含有量が成膜時の放電状態に及ぼす影響について調
べた。

【０１１８】それぞれ１００メッシュ以下のＴｉ粉末、
Ｃｒ粉末およびＡｌ粉末を所定量混合し、温度：９００
℃かつ圧力：８×１０⁷Ｐａの条件でＨＩＰ処理を行っ
て、表１１に示す各成分組成のターゲットを作製した。
上記ターゲットの成分組成はＩＣＰ−ＭＳにて測定し
た。また得られたターゲットの放電特性を調べるため、
外径２５４ｍｍ、厚さ５ｍｍに成形したターゲットをス
パッタリング装置に装着し、反応性スパッタリング法に
より膜厚３μｍの皮膜を被処理体である超硬合金製チッ
プ上に成膜した。成膜は反応ガスとしてＮ₂ガスを用
い、出力５００Ｗで行った。

【０１１９】得られた硬質皮膜の成分組成はＸＰＳで測
定し、耐摩耗性は下記の条件で切削試験を行って評価し
た。また成膜時の放電状態については、表面における放
電状況を目視で観察したり、放電電圧のモニターを観察
して行った。これらの結果を表１１に示す。

【０１２０】切削試験条件 被削材：ＳＫＤ６１（ＨＲＣ５０） エンドミル：超硬合金製 ４枚刃 切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ 切り込み：１ｍｍ 送り速度：０．０５ｍｍ／刃 切削長：２０ｍ 評価基準 ◎：すくい面摩耗深さが２５μｍ未満 ○：すくい面摩耗深さが２５〜５０μｍ △：すくい面摩耗深さが５０μｍ以上 放電状態 ・安定 ：放電電圧の瞬間的な上昇や放電の場所的
な偏りが認められないもの ・やや不安定：放電電圧の瞬間的な上昇や放電の場所的
な偏りが多少認められるもの ・不安定 ：放電電圧の瞬間的な上昇や放電の場所的
な偏りがかなり認められるもの ・放電中断 ：放電が停止するもの

【０１２１】

【表１１】

【０１２２】表１１より、Ｎｏ．１〜７は、本発明で規
定する相対密度を満足するものであることから放電状態
は良好で、その結果、ターゲットと成分組成が同一で、
良好な耐摩耗性を発揮する皮膜が得られていることが分
かる。これに対し、Ｎｏ．８〜１０は、ターゲットの相
対密度が本発明の要件を満足するものではないため、放
電状態が不安定であったり継続不可能となり、その結
果、得られる皮膜の成分組成がターゲットの成分組成と
大きくずれ、耐摩耗性の好ましくない皮膜が得られる結
果となった。

【０１２３】［実施例１１］１００メッシュ以下のＴｉ
粉末、１００メッシュ以下のＣｒ粉末、および２４０メ
ッシュ以下のＡｌ粉末を所定量混合し、温度：５００〜
９００℃、圧力：８×１０⁷Ｐａの条件でＨＩＰ処理し
て表１２に示す各成分組成のターゲットを作製した。得
られたターゲットを削り出すか、あるいは銅製バッキン
グプレートのろう付けを行って、底面に外径１０４ｍ
ｍ、厚さ２ｍｍの固定つばが設けられたターゲットを作
製し、アーク放電方式イオンプレーティング装置に該タ
ーゲットを装着して、膜厚３μｍの皮膜を被処理体であ
る超硬合金製チップ上に成膜した。成膜は、反応ガスと
してＮ₂ガスまたはＮ₂／ＣＨ₄ガスを用い、被処理体の
温度を５００℃、アーク電流を１００Ａ、かつ被処理体
のバイアス電圧を１５０Ｖにして行った。

【０１２４】ターゲットの成分組成はＩＣＰ−ＭＳにて
測定した。得られた皮膜の耐摩耗性は、前記実施例６と
同様の切削試験方法で評価した。また、得られた皮膜の
成分組成をＸＰＳにより測定したところ、いずれの皮膜
の成分組成もターゲットの成分組成の±２ａｔ％の範囲
内にありターゲットの成分組成とほぼ一致していた。タ
ーゲット中の欠陥（空孔）の有無ならびに空孔サイズの
測定は、超音波探傷法により行った。また成膜時の放電
状態は、前記実施例６と同様の方法で評価した。これら
の結果を表１２に示す。

【０１２５】

【表１２】

【０１２６】表１２より、Ｎｏ．１〜４は、ターゲット
の相対密度およびターゲット中に存在する空孔の大きさ
が本発明で規定する要件を満足していることから、成膜
時の放電状態が安定で、良好な耐摩耗性を有する皮膜が
得られていることが分かる。

【０１２７】これに対しＮｏ．５および７は、ターゲッ
ト中に存在する空孔の大きさが本発明の規定を満足する
ものではなく、Ｎｏ．９および１０は、ターゲットの相
対密度が本発明の規定を満たさず、またＮｏ．６および
８は、本発明で規定するターゲットの相対密度およびタ
ーゲット中に存在する空孔の大きさのどちらも満足して
いないため、成膜時に放電状態が不安定もしくは中断し
てしまい、成膜不可能となるか、皮膜が得られた場合で
あっても耐摩耗性に劣るものとなってしまった。

【０１２８】［実施例１２］次にターゲット中の不純物
（酸素、水素、塩素、銅およびマグネシウム）の含有量
が成膜時の放電状態に与える影響について調べた。

【０１２９】表１３に示す各成分組成のターゲットを前
記実施例７と同様の方法で作製した。得られたターゲッ
トの相対密度はいずれも９９％以上で、０．３ｍｍ以上
の空孔や連続した欠陥はいずれにも存在しなかった。得
られたターゲットを用い、反応ガスとしてＮ₂ガスのみ
を使用する以外は前記実施例７と同様の条件で成膜を行
った。ターゲット中の不純物の含有量は原子吸光法で測
定した。また成膜時の放電状態は、前記実施例６と同様
にして評価した。これらの結果を表１３に示す。

【０１３０】

【表１３】

【０１３１】表１３より、Ｎｏ．１，３〜９，１６およ
び１７は、酸素、水素、塩素、銅およびマグネシウムの
すべての不純物の含有量が本発明の要件を満足するもの
であることから、放電状態が良好となっていることが分
かる。これに対し、Ｎｏ．２，１０および１１では酸素
含有量、Ｎｏ．１２では水素含有量、Ｎｏ．１３では塩
素含有量、Ｎｏ．１４では銅含有量、Ｎｏ．１５ではマ
グネシウム含有量、Ｎｏ．１８では酸素およびマグネシ
ウムの含有量、Ｎｏ．１９では、塩素、銅およびマグネ
シウムの含有量が本発明で好ましいとする規定範囲を超
えている。この結果より、成膜時の放電状態を良好にし
て効率よく本発明の切削工具用硬質皮膜を得るには、タ
ーゲット中の不純物（酸素、水素、塩素、銅およびマグ
ネシウム）の含有量を本発明の規定範囲内とすることが
好ましいことが分かる。

【０１３２】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、従
来のＴｉＡｌＮにＣｒを添加し、かつこれらＴｉ、Ａ
ｌ、Ｃｒの成分組成を本発明の如く制御することによっ
て、従来の切削工具用硬質皮膜よりも耐摩耗性に優れた
硬質皮膜を得ることができた。こうした硬質皮膜の実現
によって、高速切削や焼き入れ鋼など高硬度鋼の切削に
用いることのできる長寿命の切削工具を供給できること
となった。

【図面の簡単な説明】

【図１】（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ)Ｎ膜における金属成分Ｔ
ｉ、ＡｌおよびＣｒの組成図にて本発明範囲を示したも
のである。

【図２】本発明の実施に使用するアークイオンプレーテ
ィング（ＡＩＰ）装置の一例を示した概略図である。

【図３】本発明の実施に供するアーク式蒸発源要部の一
例を拡大した断面概略図である。

【図４】本発明の実施に供する別のアーク式蒸発源要部
を拡大した断面概略図である。

【図５】従来の本発明の実施に供するアーク式蒸発源要
部の一例を拡大した断面概略図である。

【図６】成膜した（Ｔｉ_0.1Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.2）Ｎ膜のＸ
線回折結果を示したものであり、（１）は本発明者らの
蒸発源、（２）は従来の蒸発源を用いて成膜した結果を
示す。

【図７】一例として（Ｔｉ_0.1Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.2）Ｎ皮膜
を成膜した場合の基板（被処理体）温度と皮膜の残留応
力との関係を示したグラフである。

【図８】（Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ膜における金属成分Ｔ
ｉ、ＡｌおよびＣｒの組成図にて本発明範囲と実施例を
示したものである。

【符号の説明】

１ 真空容器 ２、２Ａ アーク式蒸発源 ３ 支持台 ４ バイアス電源 ６ ターゲット ７ アーク電源 ８ 磁石（磁界形成手段） ９ 電磁石（磁界形成手段） １１ 排気口 １２ ガス供給口 Ｗ 被処理体 Ｓ ターゲットの蒸発面

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森川 恭臣 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 花栗 孝次 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号 株式会社神戸製鋼所高砂製作所内 (72)発明者 高原 一樹 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号 株式会社神戸製鋼所高砂製作所内 Ｆターム(参考） 3C046 FF10 FF11 FF13 FF21 FF22 4K029 BA01 BA03 BA07 BA11 BA16 BA17 BA35 BA54 BA55 BA58 BB02 BB07 BC02 BD05 CA04 CA13 DB04 DC04 EA08

Claims (19)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 （Ｔｉ_a，Ａｌ_b，Ｃｒ_c）（Ｃ_1-dＮ_d）
   からなる硬質皮膜であって、 ０．０２≦ａ≦０．３０、 ０．５５≦ｂ≦０．７６５、 ０．０６≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、 ０．５≦ｄ≦１（ａ，ｂ，ｃはそれぞれＴｉ，Ａｌ，Ｃ
   ｒの原子比を示し、ｄはＮの原子比を示す。以下同
   じ）、または ０．０２≦ａ≦０．１７５、 ０．７６５≦ｂ、 ４（ｂ−０．７５）≦ｃ、 ａ＋ｂ＋ｃ＝１、 ０．５≦ｄ≦１であることを特徴とする切削工具用硬質
   皮膜。
2. 【請求項２】 前記ｄの値が１である請求項１に記載の
   切削工具用硬質皮膜。
3. 【請求項３】 結晶構造が岩塩構造型を主体とするもの
   である請求項１または２に記載の切削工具用硬質皮膜。
4. 【請求項４】 θ−２θ法によるＸ線回折で測定される
   岩塩構造型の（１１１）面、（２００）面および（２２
   ０）面の回折線強度をそれぞれＩ（１１１）、Ｉ（２０
   ０）およびＩ（２２０）とするとき、これらの値が下記
   式（１）および／または式（２）と、式（３）を満足す
   る請求項１〜３のいずれかに記載の切削工具用硬質皮
   膜。 Ｉ（２２０）≦Ｉ（１１１） …（１） Ｉ（２２０）≦Ｉ（２００） …（２） Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）≧０．１ …（３）
5. 【請求項５】 ＣｕのＫα線を用いたθ−２θ法による
   Ｘ線回折で測定される岩塩構造型の（１１１）面の回折
   線の回折角度が３７．０〜３８．０°の範囲内にあり、
   かつ該（１１１）面の回折線の半値幅が１°以下である
   請求項１〜４のいずれかに記載の切削工具用硬質皮膜。
6. 【請求項６】 ビッカース硬さが２８５０以上かつ酸化
   開始温度が８４０℃以上である請求項１〜５のいずれか
   に記載の切削工具用硬質皮膜。
7. 【請求項７】 請求項１〜６のいずれかに記載の要件を
   満たし、且つ相互に異なる硬質皮膜が２層以上形成され
   ていることを特徴とする切削工具用硬質皮膜。
8. 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかに記載の硬質皮
   膜の片面側または両面側に、岩塩構造型主体の結晶構造
   を有し、且つ前記硬質皮膜とは異なる成分組成である金
   属窒化物層、金属炭化物層および金属炭窒化物層よりな
   る群から選択される少なくとも１層が積層されているこ
   とを特徴とする切削工具用硬質皮膜。
9. 【請求項９】 請求項１〜８のいずれかに記載の硬質皮
   膜の片面側または両面側に、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族、
   ＡｌおよびＳｉよりなる群から選択される少なくとも１
   種の金属を含む金属層または合金層が１以上積層されて
   いることを特徴とする切削工具用硬質皮膜。
10. 【請求項１０】 請求項１〜９のいずれかに記載の切削
    工具用硬質皮膜の製造方法であって、成膜ガス雰囲気中
    で金属を蒸発させイオン化して、前記金属とともに成膜
    ガスのプラズマ化を促進しつつ成膜することを特徴とす
    る切削工具用硬質皮膜の製造方法。
11. 【請求項１１】 ターゲットを構成する金属の蒸発およ
    びイオン化をアーク放電にて行うアークイオンプレーテ
    ィング法において、該ターゲットの蒸発面にほぼ直交し
    て前方に発散ないし平行に進行する磁力線を形成し、こ
    の磁力線によって被処理体近傍における成膜ガスのプラ
    ズマ化を促進しつつ成膜する請求項１０に記載の切削工
    具用硬質皮膜の製造方法。
12. 【請求項１２】 前記被処理体に印加するバイアス電位
    をアース電位に対して−５０Ｖ〜−３００Ｖとする請求
    項１１に記載の切削工具用硬質皮膜の製造方法。
13. 【請求項１３】 成膜時の前記被処理体温度を３００℃
    以上８００℃以下とする請求項１１または１２に記載の
    切削工具用硬質皮膜の製造方法。
14. 【請求項１４】 成膜時の反応ガスの分圧または全圧を
    ０．５Ｐａ以上７Ｐａ以下とする請求項１１〜１３のい
    ずれかに記載の切削工具用硬質皮膜の製造方法。
15. 【請求項１５】 Ｔｉ，ＡｌおよびＣｒからなり、且つ
    相対密度が９５％以上であることを特徴とする硬質皮膜
    形成用ターゲット。
16. 【請求項１６】 （Ｔｉ_x，Ａｌ_y，Ｃｒ_z）からなるタ
    ーゲットであって、 ０．０２≦ｘ≦０．３０、 ０．５５≦ｙ≦０．７６５、 ０．０６≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１ （ｘ，ｙ，ｚはそれぞれＴｉ，Ａｌ，Ｃｒの原子比を示
    す。以下同じ）、または ０．０２≦ｘ≦０．１７５、 ０．７６５≦ｙ、 ４（ｙ−０．７５）≦ｚ、 ｘ＋ｙ＋ｚ＝１である請求項１５に記載の硬質皮膜形成
    用ターゲット。
17. 【請求項１７】 前記ターゲット中に存在する空孔の大
    きさが半径０．３ｍｍ未満である請求項１５または１６
    に記載の硬質皮膜形成用ターゲット。
18. 【請求項１８】 酸素含有量が０．３質量％以下で、水
    素含有量が０．０５質量％以下であり、更に塩素含有量
    が０．２質量％以下である請求項１５〜１７のいずれか
    に記載の硬質皮膜形成用ターゲット。
19. 【請求項１９】 Ｃｕ含有量が０．０５質量％以下で、
    Ｍｇ含有量が０．０３質量％以下である請求項１５〜１
    ８のいずれかに記載の硬質皮膜形成用ターゲット。