JP2003071611A - 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
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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＴｉＡｌＳｉＮ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】 （Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓ
ｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）からなる硬質皮膜であって、Ａ
ｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂのそれぞれの原子比ａ，ｂ，ｃ，ｄ
が、０．５≦ａ≦０．８、０．０６≦ｂ、０≦ｃ≦０．
１、０≦ｄ≦０．１、０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１および
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１を満たすようにし、かつＮの原子比
ｅが０．５≦ｅ≦１を満たすようにする。
切削工具用硬質皮膜を提供する。 【解決手段】 （Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓ
ｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）からなる硬質皮膜であって、Ａ
ｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂのそれぞれの原子比ａ，ｂ，ｃ，ｄ
が、０．５≦ａ≦０．８、０．０６≦ｂ、０≦ｃ≦０．
１、０≦ｄ≦０．１、０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１および
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１を満たすようにし、かつＮの原子比
ｅが０．５≦ｅ≦１を満たすようにする。
Description
【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させるための
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。
エンドミル等の切削工具の耐摩耗性を向上させるための
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。
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、ＡｌおよびＳｉの複合窒化皮
膜（以下、ＴｉＡｌＳｉＮ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。
膜（以下、ＴｉＡｌＳｉＮ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ＴｉＡｌＳｉＮ皮膜は、Ａｌ，Ｓｉ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、特開平７−３１０１７４号公報に開示
されており、Ａｌを原子比で０．０５以上、望ましくは
０．５６以上、かつＳｉを原子比で０．０１以上、望ま
しくは０．０２以上添加することで硬度及び耐酸化性が
改善されることが示されている。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。
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、特開平７−３１０１７４号公報に開示
されており、Ａｌを原子比で０．０５以上、望ましくは
０．５６以上、かつＳｉを原子比で０．０１以上、望ま
しくは０．０２以上添加することで硬度及び耐酸化性が
改善されることが示されている。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。
【０００５】
【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、ＴｉＡｌＳｉＮ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。
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、ＴｉＡｌＳｉＮ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。
【０００６】
【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、（Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓ
ｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）からなる硬質皮膜であって、 ０．５≦ａ≦０．８、 ０．０６≦ｂ、 ０≦ｃ≦０．１、 ０≦ｄ≦０．１、 ０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１、 ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１、 ０．５≦ｅ≦１ （ａ，ｂ，ｃ，ｄは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示し、ｅはＮの原子比を示す）であることを要
旨とし、上記ｅの値が１の場合や前記ｃの値が０超の場
合を好ましい形態とするものである。また、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い。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。
硬質皮膜とは、（Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓ
ｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）からなる硬質皮膜であって、 ０．５≦ａ≦０．８、 ０．０６≦ｂ、 ０≦ｃ≦０．１、 ０≦ｄ≦０．１、 ０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１、 ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１、 ０．５≦ｅ≦１ （ａ，ｂ，ｃ，ｄは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示し、ｅはＮの原子比を示す）であることを要
旨とし、上記ｅの値が１の場合や前記ｃの値が０超の場
合を好ましい形態とするものである。また、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い。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。
【０００７】
Ｉ（２２０）≦Ｉ（１１１） …（１）
Ｉ（２２０）≦Ｉ（２００） …（２）
Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）≧０．３ …（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３６．５°〜３７．５°の
範囲内にあるものがよい。
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３６．５°〜３７．５°の
範囲内にあるものがよい。
【０００８】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。
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。
【０００９】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。
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。
【００１０】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〜−４００
Ｖとすることが好ましく、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８０
０℃以下の範囲内とすることが望ましく、また、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。
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〜−４００
Ｖとすることが好ましく、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８０
０℃以下の範囲内とすることが望ましく、また、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。
【００１１】尚、本発明における上記反応ガスとは、窒
素、メタン、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。
素、メタン、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。
【００１２】更に本発明は、Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉお
よびＢ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。
よびＢ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。
【００１３】前記ターゲットは、その成分組成が（Ｔｉ
1-x-y-z-w，Ａｌx，Ｃｒy，Ｓｉz，Ｂw）からなるもの
であって、 ０．５≦ｘ≦０．８、 ０．０６≦ｙ、 ０≦ｚ≦０．１、 ０≦ｗ≦０．１、 ０．０１≦ｚ＋ｗ≦０．１、 ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＜１ （ｘ，ｙ，ｚ，ｗは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示す）を満足するものがよい。
1-x-y-z-w，Ａｌx，Ｃｒy，Ｓｉz，Ｂw）からなるもの
であって、 ０．５≦ｘ≦０．８、 ０．０６≦ｙ、 ０≦ｚ≦０．１、 ０≦ｗ≦０．１、 ０．０１≦ｚ＋ｗ≦０．１、 ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＜１ （ｘ，ｙ，ｚ，ｗは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示す）を満足するものがよい。
【００１４】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、更にはＣｕ含有量が０．０５質量％以下で、Ｍ
ｇ含有量が０．０３質量％以下であることが好ましい。
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、更にはＣｕ含有量が０．０５質量％以下で、Ｍ
ｇ含有量が０．０３質量％以下であることが好ましい。
【００１５】
【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ＴｉＡｌＳｉＮ膜に着目して研究を
進めた結果、ＴｉＡｌＳｉＮ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とめ、前記ＴｉＡｌ
ＳｉＮとＣｒの定量的作用効果について追求を重ねた。
更にＢを添加することも有効であることを突きとめ、上
記本発明に想到したのである。
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ＴｉＡｌＳｉＮ膜に着目して研究を
進めた結果、ＴｉＡｌＳｉＮ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とめ、前記ＴｉＡｌ
ＳｉＮとＣｒの定量的作用効果について追求を重ねた。
更にＢを添加することも有効であることを突きとめ、上
記本発明に想到したのである。
【００１６】即ち、本発明の硬質皮膜とは、Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｃｒ，ＳｉおよびＢの窒化物または炭窒化物（Ｔｉ
1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）
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、 ０．５≦ａ≦０．８、０．０６≦ｂ、０≦ｃ≦０．１、
０≦ｄ≦０．１、 ０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１、０．
５≦ｅ≦１ のものであるが、この様に皮膜中のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒ、
Ｓｉ、Ｂ、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。
ｌ，Ｃｒ，ＳｉおよびＢの窒化物または炭窒化物（Ｔｉ
1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）
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、 ０．５≦ａ≦０．８、０．０６≦ｂ、０≦ｃ≦０．１、
０≦ｄ≦０．１、 ０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１、０．
５≦ｅ≦１ のものであるが、この様に皮膜中のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒ、
Ｓｉ、Ｂ、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。
【００１７】前述の特開平７−３１０１７４号公報によ
れば、ＴｉＡｌＳｉＮの基本構造は岩塩構造型であり、
ＡｌおよびＳｉの組成比率は岩塩構造型を維持する範囲
に設定されている。すなわち上記公報ではＡｌを原子比
で０．７５以下、Ｓｉを原子比で０．１以下に規定して
おり、ＡｌおよびＳｉが上記範囲をこえると皮膜が軟質
な六方晶構造に変化すると示されている。また、Ａｌお
よびＳｉには耐酸化性を向上させるという効果があり、
この様な効果が、熱力学的に安定なＡｌ酸化物の形成、
ならびにＳｉによるＡｌ酸化皮膜の緻密化によることが
説明されている。しかしながら、上述の様に、Ａｌおよ
びＳｉの割合が上記範囲を超えると皮膜の結晶構造が岩
塩構造から軟質なＺｎＳ型六方晶へ変化することから、
ＴｉＡｌＳｉＮ系で更に耐酸化性を高めることは不可能
である。
れば、ＴｉＡｌＳｉＮの基本構造は岩塩構造型であり、
ＡｌおよびＳｉの組成比率は岩塩構造型を維持する範囲
に設定されている。すなわち上記公報ではＡｌを原子比
で０．７５以下、Ｓｉを原子比で０．１以下に規定して
おり、ＡｌおよびＳｉが上記範囲をこえると皮膜が軟質
な六方晶構造に変化すると示されている。また、Ａｌお
よびＳｉには耐酸化性を向上させるという効果があり、
この様な効果が、熱力学的に安定なＡｌ酸化物の形成、
ならびにＳｉによるＡｌ酸化皮膜の緻密化によることが
説明されている。しかしながら、上述の様に、Ａｌおよ
びＳｉの割合が上記範囲を超えると皮膜の結晶構造が岩
塩構造から軟質なＺｎＳ型六方晶へ変化することから、
ＴｉＡｌＳｉＮ系で更に耐酸化性を高めることは不可能
である。
【００１８】一方、ＴｉＮにＡｌを添加して硬度、耐酸
化性を高めた皮膜が、特許第２６４４７１０号公報に開
示されており、Ａｌ量が原子比で０．６以上になると、
軟質な六方晶構造が析出することが示されている。Ｔｉ
ＡｌＮ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
合窒化物であると考えられる。ところで岩塩構造型のＡ
ｌＮ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
ことができると考えられる。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。
化性を高めた皮膜が、特許第２６４４７１０号公報に開
示されており、Ａｌ量が原子比で０．６以上になると、
軟質な六方晶構造が析出することが示されている。Ｔｉ
ＡｌＮ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
合窒化物であると考えられる。ところで岩塩構造型のＡ
ｌＮ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
ことができると考えられる。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。
【００１９】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、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ＴｉＡｌＮを生成させることができるのである。
しかしながら前述した様に、ＴｉＡｌＮを（Ａｌx，Ｔ
ｉ1-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ＺｎＳ型ＡｌＮが析出するのである。
構造型のＡｌＮと格子定数が近いため、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ＴｉＡｌＮを生成させることができるのである。
しかしながら前述した様に、ＴｉＡｌＮを（Ａｌx，Ｔ
ｉ1-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ＺｎＳ型ＡｌＮが析出するのである。
【００２０】ＴｉＡｌＳｉＮに関しては、このような詳
細な構造解析はなされていないが、Ｓｉ−Ｎ系化合物
は、常温常圧では岩塩構造型ではなく六方晶構造である
こと、またＳｉ量を増加させると六方晶が析出すること
から、ＴｉＡｌＳｉＮ中のＳｉは、前述のＴｉＡｌＮに
おけるＡｌと同様の挙動、即ちＴｉＮ格子中のＴｉの格
子位置に置換されて入っていると推定される。
細な構造解析はなされていないが、Ｓｉ−Ｎ系化合物
は、常温常圧では岩塩構造型ではなく六方晶構造である
こと、またＳｉ量を増加させると六方晶が析出すること
から、ＴｉＡｌＳｉＮ中のＳｉは、前述のＴｉＡｌＮに
おけるＡｌと同様の挙動、即ちＴｉＮ格子中のＴｉの格
子位置に置換されて入っていると推定される。
【００２１】本発明者らは、この点に着目してＴｉＡｌ
ＳｉＮにＣｒを添加することにより、岩塩構造型を維持
したまま、さらに耐酸化性および硬度を増加させること
ができることを見出した。これは次のようなメカニズム
によると考えられる。即ち、ＣｒＮの格子定数は、Ｔｉ
Ｎよりも更に岩塩構造型ＡｌＮに近いため、ＴｉＡｌＳ
ｉＮのＴｉを一部Ｃｒに置換することで岩塩構造型Ａｌ
Ｎ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、ＴｉＡｌＳｉＮ膜よりも高硬度とすること
が可能であると考えられる。
ＳｉＮにＣｒを添加することにより、岩塩構造型を維持
したまま、さらに耐酸化性および硬度を増加させること
ができることを見出した。これは次のようなメカニズム
によると考えられる。即ち、ＣｒＮの格子定数は、Ｔｉ
Ｎよりも更に岩塩構造型ＡｌＮに近いため、ＴｉＡｌＳ
ｉＮのＴｉを一部Ｃｒに置換することで岩塩構造型Ａｌ
Ｎ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、ＴｉＡｌＳｉＮ膜よりも高硬度とすること
が可能であると考えられる。
【００２２】一方、ＡｌＮ、ＣｒＮおよびＳｉ−Ｎ化合
物は、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、Ｃｒお
よびＳｉを添加することが好ましいのである。すなわち
従来のＴｉＡｌＳｉＮと比較すれば、Ａｌ、Ｓｉ量を同
じとした場合、Ｔｉの一部をＣｒで置き換えることで更
なる耐酸化性の向上を図ることができるのである。
物は、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、Ｃｒお
よびＳｉを添加することが好ましいのである。すなわち
従来のＴｉＡｌＳｉＮと比較すれば、Ａｌ、Ｓｉ量を同
じとした場合、Ｔｉの一部をＣｒで置き換えることで更
なる耐酸化性の向上を図ることができるのである。
【００２３】以下、本発明の（Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，
Ｃｒb，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）皮膜を構成するＴ
ｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂ，ＣおよびＮの原子比ａ、
ｂ、ｃ、ｄおよびｅを規定した理由について詳細に述べ
る。
Ｃｒb，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）皮膜を構成するＴ
ｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂ，ＣおよびＮの原子比ａ、
ｂ、ｃ、ｄおよびｅを規定した理由について詳細に述べ
る。
【００２４】まずＡｌについては、耐酸化性および硬度
を確保するため、原子比ａの下限を０．５とした。また
Ａｌの原子比ａの上限を０．８と定めたのは、これを超
えると軟質な六方晶が析出し、皮膜の硬度が低下するか
らである。
を確保するため、原子比ａの下限を０．５とした。また
Ａｌの原子比ａの上限を０．８と定めたのは、これを超
えると軟質な六方晶が析出し、皮膜の硬度が低下するか
らである。
【００２５】Ｃｒを添加することで、上述した様に岩塩
構造型を維持したままＡｌ含有量を増加させることがで
きるのであり、この様な効果を発揮させるため、Ｃｒの
原子比ｂの下限を０．０６とした。
構造型を維持したままＡｌ含有量を増加させることがで
きるのであり、この様な効果を発揮させるため、Ｃｒの
原子比ｂの下限を０．０６とした。
【００２６】Ａｌの原子比ａは、０．６以上であること
が好ましく、より好ましくは０．６５以上である。また
Ａｌの原子比ａの望ましい上限は０．７５である。Ｃｒ
の原子比ｂの下限は０．０８であることが好ましく、よ
り好ましくは０．１である。またＣｒＮはＴｉＮと比較
して硬度が小さく、過度に添加すると硬度の低下を招く
ことから、Ｃｒの原子比ｂの上限は０．３であることが
好ましく、より好ましくは０．２５である。
が好ましく、より好ましくは０．６５以上である。また
Ａｌの原子比ａの望ましい上限は０．７５である。Ｃｒ
の原子比ｂの下限は０．０８であることが好ましく、よ
り好ましくは０．１である。またＣｒＮはＴｉＮと比較
して硬度が小さく、過度に添加すると硬度の低下を招く
ことから、Ｃｒの原子比ｂの上限は０．３であることが
好ましく、より好ましくは０．２５である。
【００２７】Ｓｉは上述した様に耐酸化性を向上させる
効果を有するが、Ｂも同等の効果を有することから、Ｓ
ｉおよび／またはＢを原子比（ｃ＋ｄ）で０．０１以上
添加する。好ましくは０．０２以上である。一方、Ｓｉ
および／またはＢの割合が多すぎると軟質な六方晶構造
が析出し、耐摩耗性を損なうこととなるため、Ｓｉおよ
び／またはＢの原子比：ｃ、ｄまたは（ｃ＋ｄ）の上限
を０．１とする。好ましくは０．０７以下であり、より
好ましくは０．０５以下である。
効果を有するが、Ｂも同等の効果を有することから、Ｓ
ｉおよび／またはＢを原子比（ｃ＋ｄ）で０．０１以上
添加する。好ましくは０．０２以上である。一方、Ｓｉ
および／またはＢの割合が多すぎると軟質な六方晶構造
が析出し、耐摩耗性を損なうこととなるため、Ｓｉおよ
び／またはＢの原子比：ｃ、ｄまたは（ｃ＋ｄ）の上限
を０．１とする。好ましくは０．０７以下であり、より
好ましくは０．０５以下である。
【００２８】Ｔｉ量は、上記Ａｌ、Ｃｒ、ＳｉおよびＢ
量によって決定されるが、ＴｉＮはＣｒＮに比較して硬
度が高く、Ｔｉを全く添加しない場合には皮膜の硬度低
下が生じることから、Ｔｉの原子比（１−ａ−ｂ−ｃ−
ｄ）の下限は０．０３とすることが望ましい。より好ま
しくは０．０５以上で、更に好ましくは０．０８以上で
ある。また好ましい添加量としてＡｌの原子比を０．６
以上とする場合、Ｔｉを過度に添加すれば相対的にＣｒ
量が少なくなり前記引き込み効果が小さくなることか
ら、この場合にはＴｉの原子比を０．３５以下とするこ
とが望ましく、より好ましくは０．３以下、更に好まし
くは０．２５以下とする。
量によって決定されるが、ＴｉＮはＣｒＮに比較して硬
度が高く、Ｔｉを全く添加しない場合には皮膜の硬度低
下が生じることから、Ｔｉの原子比（１−ａ−ｂ−ｃ−
ｄ）の下限は０．０３とすることが望ましい。より好ま
しくは０．０５以上で、更に好ましくは０．０８以上で
ある。また好ましい添加量としてＡｌの原子比を０．６
以上とする場合、Ｔｉを過度に添加すれば相対的にＣｒ
量が少なくなり前記引き込み効果が小さくなることか
ら、この場合にはＴｉの原子比を０．３５以下とするこ
とが望ましく、より好ましくは０．３以下、更に好まし
くは０．２５以下とする。
【００２９】皮膜中にＣを添加することにより、ＴｉＣ
やＳｉＣ、あるいはＢ4Ｃ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ことから、
Ｃ量（１−ｅ）は、Ｔｉ、ＳｉおよびＢの合計添加量
（１−ａ−ｂ）と同量であることが望ましい。しかしな
がら過剰に添加すると、化学的に不安定なＡｌ4Ｃ3やＣ
ｒ7Ｃ3等を析出させてしまうこととなり、耐酸化性が劣
化し易くなる。従って、（Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒ
b，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）におけるｅの値が０．５
以上となるようにする。また上記炭化物の析出により硬
度を高める場合には、前記ｅを０．８以下とするのが望
ましい。
やＳｉＣ、あるいはＢ4Ｃ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ことから、
Ｃ量（１−ｅ）は、Ｔｉ、ＳｉおよびＢの合計添加量
（１−ａ−ｂ）と同量であることが望ましい。しかしな
がら過剰に添加すると、化学的に不安定なＡｌ4Ｃ3やＣ
ｒ7Ｃ3等を析出させてしまうこととなり、耐酸化性が劣
化し易くなる。従って、（Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒ
b，Ｓｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）におけるｅの値が０．５
以上となるようにする。また上記炭化物の析出により硬
度を高める場合には、前記ｅを０．８以下とするのが望
ましい。
【００３０】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。
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。
【００３１】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）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＢ
（１１１）、ＩＢ（２００）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ
（３１１）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（１０２）、ＩＨ
（１１０）とした場合に、下記式（４）の値が０．５以
上となるような結晶構造のことをいい、好ましくは０．
８以上である。０．５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。
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）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＢ
（１１１）、ＩＢ（２００）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ
（３１１）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（１０２）、ＩＨ
（１１０）とした場合に、下記式（４）の値が０．５以
上となるような結晶構造のことをいい、好ましくは０．
８以上である。０．５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。
【００３２】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、ＣｒおよびＳ
ｉ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。
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、ＣｒおよびＳ
ｉ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。
【００３３】
【数１】
【００３４】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（２
２０）≦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（１１１）
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。
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（２
２０）≦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（１１１）
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。
【００３５】更に（２００）面と（１１１）面の回折線
強度比；Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が０．３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変化するが、本発明では、Ｉ（２０
０）／Ｉ（１１１）が０．３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０．５以上である。
強度比；Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が０．３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変化するが、本発明では、Ｉ（２０
０）／Ｉ（１１１）が０．３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０．５以上である。
【００３６】（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３６．５°〜３７．５°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。尚、本発明の硬質皮膜；（Ｔｉ0.12Ａｌ
0.70Ｃｒ0. 15Ｓｉ0.03）Ｎ皮膜を超硬合金基板上に形成
した場合、（１１１）面の回折角度は成膜条件により３
６．６°〜３７．１°の範囲内で変化した。
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３６．５°〜３７．５°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。尚、本発明の硬質皮膜；（Ｔｉ0.12Ａｌ
0.70Ｃｒ0. 15Ｓｉ0.03）Ｎ皮膜を超硬合金基板上に形成
した場合、（１１１）面の回折角度は成膜条件により３
６．６°〜３７．１°の範囲内で変化した。
【００３７】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，Ｓｉ，Ｂ）（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。
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，Ｓｉ，Ｂ）（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。
【００３８】尚、ここでいう「岩塩構造型主体の結晶構
造」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、（２
２０）面、（３１１）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＢ
（１１１）、ＩＢ（２００）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ
（３１１）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（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
構造型である皮膜として、例えばＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、
ＴｉＣｒＡｌＮ、ＴｉＶＡｌＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＣ
Ｎ、ＴｉＣｒＡｌＣＮ、ＴｉＣ等の皮膜が挙げられる。
造」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、（２
２０）面、（３１１）面のピーク強度をそれぞれ、ＩＢ
（１１１）、ＩＢ（２００）、ＩＢ（２２０）、ＩＢ
（３１１）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（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
構造型である皮膜として、例えばＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、
ＴｉＣｒＡｌＮ、ＴｉＶＡｌＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＣ
Ｎ、ＴｉＣｒＡｌＣＮ、ＴｉＣ等の皮膜が挙げられる。
【００３９】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、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、ＴｉＮ、ＴｉＡｌ
Ｎ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、基材との密着性が良好な硬質皮膜が得られるの
である。また、本発明と比較して相対的に軟質であるこ
れらの皮膜を中間層として形成することで、残留応力の
低減を図ることができ、その結果、耐剥離性（密着性）
の向上も期待できる。
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、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、ＴｉＮ、ＴｉＡｌ
Ｎ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、基材との密着性が良好な硬質皮膜が得られるの
である。また、本発明と比較して相対的に軟質であるこ
れらの皮膜を中間層として形成することで、残留応力の
低減を図ることができ、その結果、耐剥離性（密着性）
の向上も期待できる。
【００４０】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、単層の場合または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２０μ
ｍ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い。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、１μ
ｍ以上、１５μｍ以下である。
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、単層の場合または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２０μ
ｍ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い。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、１μ
ｍ以上、１５μｍ以下である。
【００４１】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ものである本発明の皮
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、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方法であり、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。
実質的に岩塩構造型を主体とするものである本発明の皮
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、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方法であり、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。
【００４２】アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装
置において、従来のように弱い磁場発生源がターゲット
の裏側に配置され、ターゲット表面に対して磁場の垂直
成分が小さいカソード蒸発源では本発明の皮膜を作製す
ることが困難であって、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。
置において、従来のように弱い磁場発生源がターゲット
の裏側に配置され、ターゲット表面に対して磁場の垂直
成分が小さいカソード蒸発源では本発明の皮膜を作製す
ることが困難であって、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。
【００４３】本発明を実施するための装置の一例とし
て、図１にＡＩＰ装置を示しながら簡単に説明する。
て、図１にＡＩＰ装置を示しながら簡単に説明する。
【００４４】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。
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。
【００４５】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。
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。
【００４６】図２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３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１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。
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３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１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。
【００４７】尚、図４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。
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。
【００４８】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。
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。
【００４９】前記図３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４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２および図３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。
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４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２および図３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。
【００５０】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。
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。
【００５１】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以上であり、更に好ましくは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４００Ｖ以下とすることが好ましく、より
好ましくは３００Ｖ以下、更に好ましくは２６０Ｖ以下
で最も好ましくは２００Ｖ以下である。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−１００Ｖであることを示
す。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
り、前記バイアス電圧の好ましい範囲は形成する皮膜の
組成により変わりうるもので、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％を超える皮膜の形成では、バイアス電圧を５０Ｖ
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。
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以上であり、更に好ましくは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４００Ｖ以下とすることが好ましく、より
好ましくは３００Ｖ以下、更に好ましくは２６０Ｖ以下
で最も好ましくは２００Ｖ以下である。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−１００Ｖであることを示
す。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
り、前記バイアス電圧の好ましい範囲は形成する皮膜の
組成により変わりうるもので、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％を超える皮膜の形成では、バイアス電圧を５０Ｖ
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。
【００５２】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。本発明の硬質皮膜の応力は、基板温度が上昇すれば
皮膜応力は低減する傾向にある。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、更に好ましくは５００℃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７
００℃以下である。
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。本発明の硬質皮膜の応力は、基板温度が上昇すれば
皮膜応力は低減する傾向にある。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、更に好ましくは５００℃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７
００℃以下である。
【００５３】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等の熱間工具鋼の場合には、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ＳＫＤ１１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５
０℃程度低い基板温度とするのがよい。
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等の熱間工具鋼の場合には、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ＳＫＤ１１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５
０℃程度低い基板温度とするのがよい。
【００５４】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。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５Ｐａ以下
であり、より好ましくは１．５Ｐａ以上で４Ｐａ以下で
ある。
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。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５Ｐａ以下
であり、より好ましくは１．５Ｐａ以上で４Ｐａ以下で
ある。
【００５５】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。
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。
【００５６】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。
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。
【００５７】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。
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。
【００５８】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。
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。
【００５９】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、（Ｔｉ1-x-y-z-w，Ａｌx，Ｃｒ
y，Ｓｉz，Ｂw）からなるものであって、 ０．５≦ｘ≦０．８、 ０．０６≦ｙ、 ０≦ｚ≦０．１、 ０≦ｗ≦０．１、 ０．０１≦ｚ＋ｗ≦０．１、 ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＜１ （ｘ，ｙ，ｚ，ｗは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示す）を満足するものを用いることが好ましい
のである。
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、（Ｔｉ1-x-y-z-w，Ａｌx，Ｃｒ
y，Ｓｉz，Ｂw）からなるものであって、 ０．５≦ｘ≦０．８、 ０．０６≦ｙ、 ０≦ｚ≦０．１、 ０≦ｗ≦０．１、 ０．０１≦ｚ＋ｗ≦０．１、 ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＜１ （ｘ，ｙ，ｚ，ｗは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示す）を満足するものを用いることが好ましい
のである。
【００６０】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。
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。
【００６１】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。
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。
【００６２】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。
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。
【００６３】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，Ｃｒ，ＳｉおよびＢ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。
ゲットを構成するＴｉ，Ａｌ，Ｃｒ，ＳｉおよびＢ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。
【００６４】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。
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。
【００６５】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、
Ａｌ粉末、Ｓｉ粉末およびＢ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（Ｈ
ＩＰ処理）を施す方法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。
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、
Ａｌ粉末、Ｓｉ粉末およびＢ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（Ｈ
ＩＰ処理）を施す方法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。
【００６６】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。
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。
【００６７】
【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。
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。
【００６８】［実施例１］前記図１に示すＡＩＰ装置の
カソードにＴｉ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉからなるターゲ
ット合金を取り付け、さらに、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、４枚刃）、又は白金箔（０．２ｍｍ厚
み）を取り付け、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の温度を５
５０℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後
に、Ａｒイオンによる前記基板のクリーニングを１５分
間行った。その後、窒素ガスまたは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、
アーク電流を１００Ａとしてアーク放電を開始し、被処
理体の表面に膜厚約３μｍの皮膜を形成した。なお、成
膜中にアース電位に対して被処理体がマイナス電位とな
るよう１００〜２００Ｖのバイアス電圧を被処理体に印
加した。
カソードにＴｉ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉからなるターゲ
ット合金を取り付け、さらに、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、４枚刃）、又は白金箔（０．２ｍｍ厚
み）を取り付け、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の温度を５
５０℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後
に、Ａｒイオンによる前記基板のクリーニングを１５分
間行った。その後、窒素ガスまたは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、
アーク電流を１００Ａとしてアーク放電を開始し、被処
理体の表面に膜厚約３μｍの皮膜を形成した。なお、成
膜中にアース電位に対して被処理体がマイナス電位とな
るよう１００〜２００Ｖのバイアス電圧を被処理体に印
加した。
【００６９】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。
膜中のＴｉ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉの成分組成はＥＰＭ
Ａ（質量吸収係数補正）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、成膜
ガスとしてメタンを使用しない場合には炭素が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℃／ｍｉ
ｎ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（荷重０．
２５Ｎで測定）、酸化開始温度および前記式（４）の値
を表１に示す。
晶構造、ビッカース硬度および酸化開始温度を調べた。
膜中のＴｉ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉの成分組成はＥＰＭ
Ａ（質量吸収係数補正）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、成膜
ガスとしてメタンを使用しない場合には炭素が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℃／ｍｉ
ｎ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（荷重０．
２５Ｎで測定）、酸化開始温度および前記式（４）の値
を表１に示す。
【００７０】
【表１】
【００７１】表１より、Ｎｏ．１，２に示すＴｉＡｌＳ
ｉＮ（０．０５≦Ａｌ≦０．７５）の皮膜硬度は２５０
０〜２９００で、酸化開始温度は７００〜９５０℃であ
り、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。またＮｏ．３〜７は本発明で規定
した範囲から外れるものであり、皮膜硬度または酸化開
始温度のいずれかが低くなっている。これに対し、本発
明の成分組成範囲を満たすＮｏ．８〜１８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
ができている。
ｉＮ（０．０５≦Ａｌ≦０．７５）の皮膜硬度は２５０
０〜２９００で、酸化開始温度は７００〜９５０℃であ
り、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。またＮｏ．３〜７は本発明で規定
した範囲から外れるものであり、皮膜硬度または酸化開
始温度のいずれかが低くなっている。これに対し、本発
明の成分組成範囲を満たすＮｏ．８〜１８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
ができている。
【００７２】［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．２，４，６，
９，１１，１３，１６および１７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ＳＫＤ６１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
３０ｍ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。
皮膜を被覆したエンドミルのうち、Ｎｏ．２，４，６，
９，１１，１３，１６および１７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ＳＫＤ６１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
３０ｍ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。
【００７３】切削条件
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．０５ｍｍ／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
【００７４】
【表２】
【００７５】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．９，１１，１３，１６および１７
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．２，４，６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。
ーティングしたＮｏ．９，１１，１３，１６および１７
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．２，４，６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。
【００７６】［実施例３］Ｔｉ、Ｃｒ、ＡｌおよびＢを
含む種々の合金ターゲットを用い、更に、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、４枚刃）を前記図１に示した
ＡＩＰ装置に取り付け、チャンバー内の圧力を２．６６
Ｐａにしてアーク電流１５０Ａでアーク放電を開始し、
基板（被処理体）の表面に膜厚約３μｍの表３に示す組
成の（ＴｉＡｌＣｒＢ）Ｎ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。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。得られた皮膜中のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｂ
の組成比はＥＰＭＡで測定した。また皮膜中の金属元素
およびＮを除くＯ等の不純物元素量はＥＰＭＡによる定
量分析で酸素が１ａｔ％以下のレベルであった。
含む種々の合金ターゲットを用い、更に、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、４枚刃）を前記図１に示した
ＡＩＰ装置に取り付け、チャンバー内の圧力を２．６６
Ｐａにしてアーク電流１５０Ａでアーク放電を開始し、
基板（被処理体）の表面に膜厚約３μｍの表３に示す組
成の（ＴｉＡｌＣｒＢ）Ｎ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。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。得られた皮膜中のＴｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｂ
の組成比はＥＰＭＡで測定した。また皮膜中の金属元素
およびＮを除くＯ等の不純物元素量はＥＰＭＡによる定
量分析で酸素が１ａｔ％以下のレベルであった。
【００７７】
【表３】
【００７８】表３より、本発明で好ましいとするＢ量を
有するＮｏ．１〜３は、Ｎｏ．４と比較して酸化開始温
度が高くかつ、切削試験時の摩耗幅が小さく優れた耐摩
耗性を有することから、本発明の規定を満たすようにＢ
量を添加することによって、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。
有するＮｏ．１〜３は、Ｎｏ．４と比較して酸化開始温
度が高くかつ、切削試験時の摩耗幅が小さく優れた耐摩
耗性を有することから、本発明の規定を満たすようにＢ
量を添加することによって、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。
【００７９】［実施例４］組成がＴｉ：１２ａｔ％、Ｃ
ｒ：１５ａｔ％、Ａｌ：７０ａｔ％、Ｓｉ：３ａｔ％の
合金ターゲットを用い、前記図１に示したＡＩＰ装置を
使用し、超硬合金製スクエアエンドミル（直径１０ｍ
ｍ、４枚刃）、超硬合金製チップおよび白金箔（０．１
ｍｍ厚み）を基材（被処理体）として膜厚約３μｍの皮
膜を形成した。即ち、表４または表５に示す範囲でバイ
アス電圧、基板温度、窒素ガス圧を変化させて、（Ｔ
ｉ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ）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。
ｒ：１５ａｔ％、Ａｌ：７０ａｔ％、Ｓｉ：３ａｔ％の
合金ターゲットを用い、前記図１に示したＡＩＰ装置を
使用し、超硬合金製スクエアエンドミル（直径１０ｍ
ｍ、４枚刃）、超硬合金製チップおよび白金箔（０．１
ｍｍ厚み）を基材（被処理体）として膜厚約３μｍの皮
膜を形成した。即ち、表４または表５に示す範囲でバイ
アス電圧、基板温度、窒素ガス圧を変化させて、（Ｔ
ｉ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ）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。
【００８０】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、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、および岩塩構造型の（１１
１）面の回折線の回折角度はＣｕのＫαを用いたθ−２
θ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。尚、白金
箔上に形成した皮膜の酸化開始温度はいずれも１１００
℃以上であった。
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、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、および岩塩構造型の（１１
１）面の回折線の回折角度はＣｕのＫαを用いたθ−２
θ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。尚、白金
箔上に形成した皮膜の酸化開始温度はいずれも１１００
℃以上であった。
【００８１】
【表４】
【００８２】
【表５】
【００８３】表４および表５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．
１〜８、１１、１２および１５〜１７は、Ｎｏ．９、１
０、１３、１４、１８と比較して、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。
する基板電圧、反応ガス圧、基板温度に制御したＮｏ．
１〜８、１１、１２および１５〜１７は、Ｎｏ．９、１
０、１３、１４、１８と比較して、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。
【００８４】［実施例５］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．２，４，６，
９，１１，１３について、本発明に係る皮膜と、Ｔｉ
0.5Ａｌ0.5ＮまたはＴｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）の皮膜とを、交
互（被処理体−下層−上層−下層−上層…）に積層させ
たものを作成した。積層させた皮膜の種類および合計積
層数は表３に示す通りである。尚、得られた積層皮膜の
総膜厚はいずれも約３μｍであった。この様にして得ら
れた積層皮膜を用いて切削試験を行い、摩耗評価を行っ
た。被削材としてＳＫＤ６１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３０ｍ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６に示す。
皮膜を被覆したエンドミルのうち、Ｎｏ．２，４，６，
９，１１，１３について、本発明に係る皮膜と、Ｔｉ
0.5Ａｌ0.5ＮまたはＴｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）の皮膜とを、交
互（被処理体−下層−上層−下層−上層…）に積層させ
たものを作成した。積層させた皮膜の種類および合計積
層数は表３に示す通りである。尚、得られた積層皮膜の
総膜厚はいずれも約３μｍであった。この様にして得ら
れた積層皮膜を用いて切削試験を行い、摩耗評価を行っ
た。被削材としてＳＫＤ６１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３０ｍ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６に示す。
【００８５】切削条件
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．０５ｍｍ／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
【００８６】
【表６】
【００８７】表６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、Ｎｏ．９，１１，１３の様に本発
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、本発明の要件を満足しない皮膜をコーティングした
Ｎｏ．２，４，６のエンドミルよりも摩耗幅が小さく、
耐摩耗性に優れたものとなっていることがわかる。
する場合であっても、Ｎｏ．９，１１，１３の様に本発
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、本発明の要件を満足しない皮膜をコーティングした
Ｎｏ．２，４，６のエンドミルよりも摩耗幅が小さく、
耐摩耗性に優れたものとなっていることがわかる。
【００８８】［実施例６］組成がＴｉ：１２ａｔ％、Ｃ
ｒ：１５ａｔ％、Ａｌ：７０ａｔ％、Ｓｉ：３ａｔ％の
合金ターゲットを用い、前記図１に示したＡＩＰ装置を
用い、皮膜の種類に応じてアーク電流を１００〜１５０
Ａ、窒素（または窒素とメタンの混合）ガス圧を０Ｐａ
（金属膜）〜２．６６Ｐａ、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５
５０℃にして、表７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１０ｍｍ、４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７における
皮膜１、次に表７における皮膜２の順に、表７に示す膜
厚にて交互に積層した。表７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。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７に示す。尚、形成
したＴｉＡｌＣｒＳｉＮ皮膜中の金属元素の組成比は、
Ｔｉ：１３ａｔ％、Ａｌ：６８ａｔ％、Ｃｒ：１６ａｔ
％、Ｓｉ：３ａｔ％であった。また、積層した皮膜の総
膜厚はいずれも約３μｍであった。
ｒ：１５ａｔ％、Ａｌ：７０ａｔ％、Ｓｉ：３ａｔ％の
合金ターゲットを用い、前記図１に示したＡＩＰ装置を
用い、皮膜の種類に応じてアーク電流を１００〜１５０
Ａ、窒素（または窒素とメタンの混合）ガス圧を０Ｐａ
（金属膜）〜２．６６Ｐａ、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５
５０℃にして、表７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１０ｍｍ、４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７における
皮膜１、次に表７における皮膜２の順に、表７に示す膜
厚にて交互に積層した。表７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。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７に示す。尚、形成
したＴｉＡｌＣｒＳｉＮ皮膜中の金属元素の組成比は、
Ｔｉ：１３ａｔ％、Ａｌ：６８ａｔ％、Ｃｒ：１６ａｔ
％、Ｓｉ：３ａｔ％であった。また、積層した皮膜の総
膜厚はいずれも約３μｍであった。
【００８９】
【表７】
【００９０】表７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。
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。
【００９１】［実施例７］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。
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。
【００９２】それぞれ１００メッシュ以下のＴｉ粉末、
Ｃｒ粉末、Ａｌ粉末およびＳｉ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８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
グ法により膜厚約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。
Ｃｒ粉末、Ａｌ粉末およびＳｉ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８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
グ法により膜厚約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。
【００９３】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８に示す。
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８に示す。
【００９４】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：３０ｍ
評価基準
○：すくい面摩耗深さが２０μｍ未満
×：すくい面摩耗深さが２０μｍ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
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
【００９５】
【表８】
【００９６】表８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。
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。
【００９７】［実施例８］１００メッシュ以下のＴｉ粉
末、１００メッシュ以下のＣｒ粉末、２４０メッシュ以
下のＡｌ粉末、および１００メッシュ以下のＳｉ粉末を
所定量混合し、温度：５００〜９００℃、圧力：８×１
０7Ｐａの条件でＨＩＰ処理して表９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１０４ｍｍ、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、膜厚約
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／Ｃ
Ｈ4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位を−１５０
Ｖにして行った。
末、１００メッシュ以下のＣｒ粉末、２４０メッシュ以
下のＡｌ粉末、および１００メッシュ以下のＳｉ粉末を
所定量混合し、温度：５００〜９００℃、圧力：８×１
０7Ｐａの条件でＨＩＰ処理して表９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１０４ｍｍ、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、膜厚約
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／Ｃ
Ｈ4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位を−１５０
Ｖにして行った。
【００９８】ターゲットの成分組成は原子吸光分析法に
て測定した。得られた皮膜の耐摩耗性は、実施例２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、実施例７と同様の方法で評価した。これらの結果
を表９に示す。
て測定した。得られた皮膜の耐摩耗性は、実施例２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、実施例７と同様の方法で評価した。これらの結果
を表９に示す。
【００９９】
【表９】
【０１００】表９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。
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。
【０１０１】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。
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。
【０１０２】［実施例９］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。
（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。
【０１０３】表１０に示す各成分組成のターゲットを実
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、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分析法
で測定した。また成膜時の放電状態は、実施例７と同様
の方法で評価した。これらの結果を表１０に示す。
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、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分析法
で測定した。また成膜時の放電状態は、実施例７と同様
の方法で評価した。これらの結果を表１０に示す。
【０１０４】
【表１０】
【０１０５】表１０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、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。
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、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。
【０１０６】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｃｒ、ＳｉおよびＢ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。
ｉ、Ａｌ、Ｃｒ、ＳｉおよびＢ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１】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。
ィング（ＡＩＰ）装置の一例を示した概略図である。
【図２】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。
例を拡大した断面概略図である。
【図３】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。
を拡大した断面概略図である。
【図４】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。
部の一例を拡大した断面概略図である。
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
Ｆターム(参考） 3C037 CC02 CC04
3C046 FF10 FF11 FF13 FF16 FF18
FF19 FF24
4K029 BA54 BA55 BA58 BB02 BB07
BC02 BD05 CA04 CA13 EA08
Claims (19)
- 【請求項１】 （Ｔｉ1-a-b-c-d，Ａｌa，Ｃｒb，Ｓ
ｉc，Ｂd）（Ｃ1-eＮe）からなる硬質皮膜であって、 ０．５≦ａ≦０．８、 ０．０６≦ｂ、 ０≦ｃ≦０．１、 ０≦ｄ≦０．１、 ０．０１≦ｃ＋ｄ≦０．１、 ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＜１、 ０．５≦ｅ≦１ （ａ，ｂ，ｃ，ｄは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示し、ｅはＮの原子比を示す。以下同じ）であ
ることを特徴とする切削工具用硬質皮膜。 - 【請求項２】 前記ｅの値が１である請求項１に記載の
切削工具用硬質皮膜。 - 【請求項３】 前記ｃの値が０超である請求項１または
２に記載の切削工具用硬質皮膜。 - 【請求項４】 結晶構造が岩塩構造型を主体とするもの
である請求項１〜３のいずれかに記載の切削工具用硬質
皮膜。 - 【請求項５】 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１〜４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）≧０．３ …（３） - 【請求項６】 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３６．５〜３７．５°の範囲内にある請
求項１〜５のいずれかに記載の切削工具用硬質皮膜。 - 【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。 - 【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。 - 【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。 - 【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。 - 【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。 - 【請求項１２】 前記被処理体に印加するバイアス電位
がアース電位に対して−５０Ｖ〜−４００Ｖである請求
項１１に記載の切削工具用硬質皮膜の製造方法。 - 【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。 - 【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。 - 【請求項１５】 Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，ＳｉおよびＢ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。 - 【請求項１６】 （Ｔｉ1-x-y-z-w，Ａｌx，Ｃｒy，Ｓ
ｉz，Ｂw）からなるターゲットであって、 ０．５≦ｘ≦０．８、 ０．０６≦ｙ、 ０≦ｚ≦０．１、 ０≦ｗ≦０．１、 ０．０１≦ｚ＋ｗ≦０．１、 ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＜１ （ｘ，ｙ，ｚ，ｗは、それぞれＡｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｂの
原子比を示す。以下同じ）である請求項１５に記載の硬
質皮膜形成用ターゲット。 - 【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。 - 【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。 - 【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。
Priority Applications (28)
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|---|---|---|---|
| JP2001310562A JP4112836B2 (ja) | 2001-06-19 | 2001-10-05 | 切削工具用硬質皮膜を形成するためのターゲット |
| DE60139818T DE60139818D1 (de) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Target zur Bildung einer Hartschicht |
| EP06003821A EP1698714B1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Target used to form a hard film |
| EP06013525.8A EP1702997B1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Process for forming a hard film for cutting tools |
| EP01130218A EP1219723B1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Hard film for cutting tools |
| AT01130218T ATE343659T1 (de) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Hartstoffschicht für schneidwerkzeuge |
| PT01130218T PT1219723E (pt) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Película dura para ferramentas de corte |
| ES01130218T ES2273772T3 (es) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Una pelicula dura para herramientas de corte. |
| AT08010219T ATE545718T1 (de) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Verwendung eines targets zur lichtbogenionenplattierung für die herstellung eines hartfilms |
| AT06003821T ATE441737T1 (de) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Target zur bildung einer hartschicht |
| EP08010219A EP1992717B1 (en) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Use of a target for arc ion plating to form a hard film |
| DE60124061T DE60124061T2 (de) | 2000-12-28 | 2001-12-19 | Hartstoffschicht für Schneidwerkzeuge |
| IL14721301A IL147213A (en) | 2000-12-28 | 2001-12-20 | Hard film containing titanium and aluminum for cutting tools, and processes for the preparation thereof |
| IL167082A IL167082A (en) | 2000-12-28 | 2001-12-20 | Hard membrane containing titanium and aluminum for cutting tools and processes and purposes for its preparation |
| IL168555A IL168555A (en) | 2000-12-28 | 2001-12-20 | A target used to form a hard membrane containing titanium and aluminum |
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| TW090132069A TW570989B (en) | 2000-12-28 | 2001-12-24 | Hard film for cutting tools, cutting tool coated with hard film, process for forming hard film, and target used to form hard film |
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| US11/109,726 US7186324B2 (en) | 2000-12-28 | 2005-04-20 | Hard film cutting tools, cutting tool coated with hard film, process for forming hard film and target used to form hard film |
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| KR1020050059351A KR100653001B1 (ko) | 2000-12-28 | 2005-07-01 | 절삭공구용 경질피막, 경질피막 피복 절삭공구, 경질피막의제조방법 및 경질피막 형성용 타겟 |
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|---|---|---|---|
| JP2001185465 | 2001-06-19 | ||
| JP2001-185465 | 2001-06-19 | ||
| JP2001310562A JP4112836B2 (ja) | 2001-06-19 | 2001-10-05 | 切削工具用硬質皮膜を形成するためのターゲット |
Related Child Applications (1)
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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Family Applications (1)
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