JP2008075178A - 厚膜被覆部材及び厚膜被覆部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本願発明の課題は硬質皮膜の厚膜化である。Ｔ値を６μｍから３０μｍとしても、圧縮応力の低減化を図り、密着性を損なわずに、耐摩耗性、耐欠損性の優れた厚膜被覆部材及び厚膜被覆部材の製造方法を提供すること。
【解決手段】物理的蒸着による硬質皮膜は、Ｍｅｘ（ＮｙＣｚＯｖ）で表され、但し、Ｍｅは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから選択される２種以上の元素を有し、ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子％で含有量を表し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、０≦ｚ≦１０、０≦ｖ≦１０、であり、硬質皮膜の有するドロップレットを起点に結晶成長した化合物の結晶粒が皮膜表面に突き出しており、化合物の結晶粒の長手方向長さをｈ（μｍ）、硬質皮膜の膜厚Ｔ（μｍ）としたとき、６≦Ｔ≦３０、０．１≦ｈ／Ｔ≦１．２であることを特徴とする厚膜被覆部材である。
【選択図】図２

Description

本願発明は、金属部品加工、特に旋削、転削等の切削工具や耐摩工具等に用いる耐摩耗性や耐欠損性の向上が要求される厚膜被覆部材及び厚膜被覆部材の製造方法に関する。

金属材料等を加工する被覆部材や工具には、高硬度で耐熱性の優れた皮膜を被覆したものが用いられている。そこで、物理的蒸着（以下、ＰＶＤと記す。）法による皮膜の耐摩耗性を改善することを目的に、特許文献１から５が開示されている。

特開２００２−９６２０６号公報 特開２００３−１３６３０２号公報 特開２００３−１４５３１３号公報 特開２００１−２７７００６号公報 特開２００３−１４５３０６号公報

本願発明が解決しようとする課題は、硬質皮膜の厚膜化である。Ｔ値を６μｍから３０μｍとしても、高硬度、耐熱性といった優れた機械的特性を維持しながら、圧縮応力の低減化を図り、密着性を損なわずに、耐摩耗性、耐欠損性の優れた厚膜被覆部材及び厚膜被覆部材の製造方法を提供することである。

本願発明は、物理的蒸着による硬質皮膜が被覆された部材において、該硬質皮膜は、Ｍｅｘ（ＮｙＣｚＯｖ）で表され、但し、Ｍｅは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから選択される２種以上の元素を有し、ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子％で含有量を表し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、０≦ｚ≦１０、０≦ｖ≦１０、であり、該硬質皮膜の有するドロップレットを起点に結晶成長した化合物の結晶粒が皮膜表面に突き出しており、該化合物の結晶粒の長手方向長さをｈ（μｍ）、該硬質皮膜の膜厚Ｔ（μｍ）としたとき、６≦Ｔ≦３０、０．１≦ｈ／Ｔ≦１．２、であることを特徴とする厚膜被覆部材である。上記の構成要件を満たすことにより、硬質皮膜の厚膜化が可能となる。そして、Ｔ値が６μｍから３０μｍ以下としても、高硬度、耐熱性といった優れた機械的特性を維持しながら、圧縮応力の低減化を図り、密着性を損なわずに、耐摩耗性、耐欠損性の優れた厚膜被覆部材を提供することができる。

本願発明の厚膜被覆部材は、（ｙ＋ｚ＋ｖ）／ｘの値をαとしたとき、１．０５≦α≦１．２５、であることが好ましい。また、硬質皮膜は柱状結晶構造を有し、柱状結晶は組成変調を有することが好ましい。
本願発明の厚膜被覆部材の製造方法は、基体温度を５５０℃から８００℃、反応圧力を５Ｐａから１５Ｐａの範囲で成膜することが好ましい。また、バイアス電圧は２０Ｖから２００Ｖの範囲、パルス周期は５ｋＨｚから３５ｋＨｚ、であることが好ましい。

本願発明により、硬質皮膜の厚膜化が可能となった。Ｔ値を６μｍから３０μｍとしても、高硬度、耐熱性といった優れた機械的特性を維持しながら、圧縮応力の低減化を図り、密着性を損なわずに、耐摩耗性、耐欠損性の優れた厚膜被覆部材及び厚膜被覆部材の製造方法を提供することができた。

本願発明の厚膜被覆部材において物理的蒸着による硬質皮膜は、Ｍｅｘ（ＮｙＣｚＯｖ）で表され、但し、Ｍｅは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから選択される２種以上の元素を有し、ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子％で含有量を表し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、０≦ｚ≦１０、０≦ｖ≦１０、である。例えば、炭窒化物をＭｅｘ（ＮｙＣｚ）、酸窒化物をＭｅｘ（ＮｙＯｖ）、酸炭窒化物をＭｅｘ（ＮｙＣｚＯｖ）と表したときに、厚膜の優れた硬質皮膜被覆部材を実現することが可能となる。本願発明の硬質皮膜は、Ｎ元素とＣ元素やＯ元素も含有する。これは、硬質皮膜の潤滑特性を更に向上させるからである。この場合、炭化水素系ガスやＯ含有ガスを使用して添加することや、固体蒸発源にＣやＯを含有させることも可能であり、優れた潤滑特性が得られる。ここで、ｚ、ｖが１０を超えると硬質皮膜の結晶組織が微細化し、結晶粒界にける欠陥が増大してしまう欠点が現れ圧縮応力の低減化に不都合となる。そのため、硬質皮膜の潤滑特性が大きく改善されても、欠損性などの機械的特性が著しく劣化する。
本願発明の厚膜被覆部材において、圧縮応力の低減化を図って硬質皮膜の厚膜化を可能とするためには、硬質皮膜に含有するドロップレットを起点として結晶成長する化合物の結晶粒をより巨大な柱状結晶粒へと成長させる必要がある。圧縮応力の低減化には、硬質皮膜に含まれる結晶の格子歪に起因する格子欠陥を減少させるのである。この理由は、格子欠陥が増大すると、結晶がその成長過程で分断され、粒界が発生しやすくなり、歪はこの粒界に多く存在し、残留圧縮応力を増大させるからである。粒界を多く発生させると、その部分に歪が集中するため、粒界間の接合強度は低く、厚膜被覆部材の断面組織は微細化し、更に外部から強い衝撃を受けたときに、その粒界部分から破壊しやすくなる傾向があり不都合である。即ち、圧縮応力の低減化は、硬質皮膜に含まれる結晶の格子歪を低減させることである。格子歪を低減させると、結晶構造が面心立方構造の厚膜被覆部材の場合、その組成にも依存するが、（１１１）面や（２００）面へ強く配向するようになり、結晶成長過程において、歪による結晶の分断を減少させることができる。これによって、巨大な柱状結晶を含ませることが可能となる。本願発明の厚膜被覆部材は、この巨大な柱状結晶を含ませることが大切な要素となる。巨大な柱状結晶を含ませるには、硬質皮膜に含有するドロップレットを起点として結晶成長する化合物の結晶粒を、より巨大な柱状結晶粒へと成長させることによって可能となる。即ち、本願発明は、ドロップレットの制御と、その積極的活用を提案する。ここで言うドロップレットとは、成膜時に固体蒸発源から発生し、固体蒸発源組成の溶融金属が基体に付着するものである。従って、ガス成分と殆ど反応せずに皮膜に取り込まれる。その形状は、球状や液滴状のものが代表的である。
本願発明において、このドロップレットを起点として結晶成長した化合物の結晶粒を巨大な柱状結晶粒へと成長させることが重要であるとする理由は、第１に、ドロップレットを起点として巨大な柱状結晶粒を存在させることで、皮膜内の欠陥を減少させ、格子歪を低減させて圧縮応力の低減化を図ることができるからである。第２に、皮膜内欠陥の増大による機械的強度の劣化を回避することができるからである。通常は、硬質皮膜を厚膜に成膜すると、硬質皮膜中に含まれるドロップレット量も多くなり、厚膜にする程、皮膜内欠陥が増大し、硬質皮膜の機械的強度の劣化も生じてしまう。この様子を説明するため、硬質皮膜中に含まれるドロップレットの様子を模式的に図１に示す。ドロップレットが、硬質皮膜中に取り込まれたときの様子は、大きく４種類の場合に分類されると考えられる。中でも本願発明では、図１の（２）に示す巨大な柱状結晶粒を存在させるように制御することが重要である。これは（２）の場合、皮膜内の欠陥が減少し、これによる格子歪を低減させて圧縮応力の低減化を図ることができるからである。しかし、図１の（１）、（３）、（４）の状態は不都合な状態である。その理由として、（１）の場合は、成膜途中で基体又は硬質皮膜表面に付着したドロップレットが、化合物として結晶成長をしたものではないからである。特に硬質皮膜表面に付着したものは容易に脱落してしまう。その場合、ドロップレット脱落部分に隙間が発生する。隙間や空孔を含む形で硬質皮膜が形成されると、皮膜の使用中に外部から衝撃を受けたとき、破壊の起点となり、皮膜表面で結晶粒の脱落が発生しやすくなり、被削材との耐凝着性や耐溶着性を著しく劣化させ不都合である。（３）の場合は、ドロップレットが脱落せずに硬質皮膜中に取り込まれている。すると、ドロップレットが付着した周囲では、窒化物などの化合物結晶の成長にとって阻害要因となる。つまり、ドロップレットの外周面に隙間が残留し、化合物の結晶成長が行われなくなるからである。すると、ドロップレット周辺に隙間が出来る。その隙間に不純物が取り込まれやすくなり、欠陥となって硬質皮膜の機械的特性が劣化するため不都合である。（４）の場合は、化合物結晶粒の先端が皮膜表面に突き出さず、表面と水平方向に同じ高さにあることから、化合物結晶粒の先端周辺には隙間が発生して、機械的強度が低減するという不都合がある。そこで、硬質皮膜中に取り込まれるドロップレットの周囲に発生する隙間による皮膜欠陥を低減するためには、ドロップレット表面を起点として、硬質皮膜組成の化合物結晶を成長させ、（２）に示す巨大な柱状結晶粒を存在させるように制御することが重要である。
本願発明の厚膜被覆部材は、Ｔ値が６μｍ以上必要である。６μｍ未満では、アブレッシブ摩耗に耐える、優れた耐摩耗性が得られない。一方、３０μｍを超えると、厚膜被覆部材の圧縮応力が増大する。ＰＶＤ法により厚膜被覆部材を６μｍ以上に被覆すると、厚膜に残留する圧縮応力が著しく増大し、厚膜の自己破壊発生や基体と皮膜間の密着強度への対策が必要である。圧縮応力は、膜厚に比例して増大する。この増大する理由は、厚膜被覆部材が堆積する際に歪が蓄積され、それが開放されないためである。このため、ＰＶＤ法を使った被覆においては、圧縮応力の低減化が必要である。
硬質皮膜が有するドロップレットを起点に結晶成長した化合物の結晶粒が、皮膜表面に対し突き出している状態は、０．１≦ｈ／Ｔ≦１．２の範囲に制御することによって実現できる。しかし、ｈ／Ｔ値が１．２を超えて大きくなると、結晶粒が皮膜表面より極めて大きく突き出る形になり、それが障害となる。例えば切削工具に適用した場合、被削材との耐凝着性や耐溶着性を劣化させる。また、０．１未満のときは、ドロップレットを起点とした化合物の結晶粒が成長せず、皮膜内部に欠陥として残留し、耐欠損性などの機械的特性を劣化する欠点が現れる。
ドロップレットを起点とした結晶粒は、電界放出型透過型電子顕微鏡（日本電子製ＪＥＭ−２０１０Ｆ型、加速電圧２０ｋＶ、以下、ＦＥ−ＴＥＭと記す。）で確認することが可能である。また、電解放射走査型電子顕微鏡（日立製作所製Ｓ−４２００、以下ＦＥ−ＳＥＭと記す。）でも確認可能である。

厚膜を有する硬質皮膜の圧縮応力の低減化を図り、高い密着性をもって被覆するためには、皮膜の金属成分と非金属成分との比であるα値が、１．０５≦α≦１．２５、の範囲になるように制御することが好ましい。その理由は、硬質皮膜の結晶粒の欠陥を低減し、皮膜に残留する圧縮応力の低減化に有効だからである。α値を１．０５以上とすることによって硬質皮膜の結晶格子の欠陥は低減される。しかし、１．０５未満では、結晶格子は２種以上のＭｅ元素同士が結合する確率が増える。このとき結晶格子の歪が大きくなり、結晶の格子縞の連続性が失われる。そして、硬質皮膜の断面組織が微細化し粒界欠陥が増大する。その結果、残留圧縮応力を増大させ、密着性を劣化させる。例えば、切削工具用の硬質皮膜は、この欠陥が硬質皮膜の密度低下や被加工物を構成する元素の硬質皮膜内部への内向拡散を招き、硬質皮膜の機械的特性である硬度低下や耐欠損性を劣化させる。また、α値が１．２５を超えると、硬質皮膜の結晶組織形態は柱状組織を有するが、被覆処理装置内部に残留する不純物が粒界部に取り込まれることとなる。その結果、結晶粒間の接合強度を劣化し、外部からの衝撃によって容易に硬質皮膜が破壊される欠点が現れる。α値を１．０５≦α≦１．２５の範囲に制御した硬質皮膜の残留圧縮応力は、０．５〜６ＧＰａである。産業的には、α値を求めて管理することが可能である。
α値は、電子プローブマイクロアナライザー（日本電子（株）製ＪＸＡ−８９００Ｒ型、以下、ＥＰＭＡと記す。）を用いて測定できる。硬質皮膜の垂直断面又は傾斜断面において、基体の影響を受けない位置で行い、加速電圧１０ｋＶ、照射電流１．０μＡ、プローブ径を１０μｍ程度に設定すれば測定可能である。硬質皮膜表面から測定する場合は、プローブ径を５０μｍ程度に設定すれば測定可能である。

本願発明の厚膜被覆部材における硬質皮膜は柱状結晶構造を有し、柱状結晶は組成変調を有することが好ましい。硬質皮膜の結晶構造を面心立方構造とした場合、組成にも依存するが、（１１１）面や（２００）面へ強く配向させて柱状結晶とし、更にこれを巨大な柱状結晶とすることが好ましい。また、柱状結晶が組成変調を有することによって、軟質、硬質の両方を有する相構造の結晶粒となる。結晶粒に軟質相が含まれることにより、厚膜被覆部材全体の圧縮応力が低下する。その結果、厚膜被覆部材化が実現できる。結晶粒の組成変調の相間は、格子縞が連続して成長するため、機械的強度に優れる。組成変調は、任意に選択される相に於いて、厚膜被覆部材を構成する金属成分元素中で、イオン半径の小さい元素成分の原子％をＸとすると、２≦Ｘ≦１０の範囲が、より好ましい。ここで本願発明における組成変調とは、硬質皮膜を構成する元素の組成が、膜厚方向に向かって変化することである。例えば、（ＴｉＡｌ）Ｎの場合、Ｔｉよりも軽い元素のＡｌやＮの含有量が、硬質皮膜の膜厚方向に均一に含まれるのではなく、周期的に増減して含まれていることを意味する。柱状結晶の組成変調は、例えば、柱状結晶粒のＦＥ−ＴＥＭ観察によって確認できる。

本願発明の厚膜被覆部材は、ＰＶＤ法を使った被覆を行っている。厚膜被覆部材の皮膜密着性を得るためには、圧縮応力の低減化が必要である。圧縮応力増大の現象は、膜厚Ｔ値に依存するだけでなく、成膜時に設定する反応圧力、成膜温度にも依存する。また、バイアス電圧値の影響にも依存する。本願発明の特徴である、硬質皮膜の有するドロップレットを起点に結晶成長した化合物の結晶粒が、巨大な柱状結晶粒へと成長し、更に皮膜表面に対し突き出して、０．１≦ｈ／Ｔ≦１．２の範囲となるよに制御する手段には、成膜時の基体温度を５５０℃から８００℃、より好ましくは５５０℃から７５０℃に設定し、反応圧力を５Ｐａから１５Ｐａ、より好ましくは５Ｐａから１１Ｐａに制御することが重要である。
成膜温度を５５０℃以上にする理由は、高温状態にして硬質皮膜を構成する化合物の結晶の元となるイオンが、ドロップレット表面に到達した後、凝固して結晶成長の核を形成するまでの運動エネルギーを高めるためである。そしてドロップレットと化合物界面の格子縞に連続性を持たせるためである。５５０℃以上で成膜を行うと、化合物の結晶粒における核形成前の原子が、ドロップレット表面で動き回り、ドロップレットと化合物の結晶粒がヘテロエピタキシャルの状態を形成して強固に凝固し、そのドロップレットを起点として化合物の結晶粒が成長しやすくなる。また５５０℃以上では、核形成した後に成長する結晶粒の歪を緩和させながら成膜して、残留圧縮応力の過度な増大も抑制することが可能となる。しかし、５５０℃未満では、ｈ／Ｔ値が０．１未満となり、ドロップレットを起点とした化合物の結晶成長も多少は発生するが、核を形成する際に必要な運動エネルギーが低いため、ドロップレットと化合物の結晶粒がヘテロエピタキシャル関係を形成しにくい。その結果、化合物結晶がドロップレット周囲の他の化合物結晶と分断されて存在し、機械的強度が低減する。一方、成膜温度が８００℃を超えるとドロップレットを起点とした化合物結晶の成長は促進されるが、その成長は硬質皮膜内部で放射状となり、柱状結晶粒の成長時に膜厚方向に向かって周囲と干渉するため歪が発生しやすい。従って８００℃以下であることが必要であり、７５０℃以下がより好ましい。また、８００℃を超えると放射状に成長した化合物結晶粒は、ｈ／Ｔが１．２を超え易くなってしまう。更に、化合物結晶の成長速度は、周囲よりドロップレット表面で成長する化合物結晶の方が遅くなり、周囲とドロップレット表面とで成長速度が異なることから、ドロップレットは周囲の化合物に囲まれるようになる。その結果、化合物結晶粒成長の起点となるドロップレットの根元部分に隙間が出来やすくなる。これは、外部からの衝撃に対する機械的強度が劣化する原因となる。また、ドロップレット上に成長した化合物結晶粒は、周囲の化合物結晶粒の硬さとほぼ同程度のため、硬質突起物として皮膜表面に存在する。この突起物が被加工物と接触した際に機械的な凝着現象を発生しやすくする。その結果、潤滑特性の優れる硬質皮膜を適用しても、その有効性が十分に発揮されない。
６μｍ以上の膜厚で、皮膜の残留圧縮応力であるσ値が０≦σ＜６．０、の範囲に制御された厚膜被覆部材を得るためには、被覆時の基体温度条件を５５０℃から８００℃の範囲であること、より好ましくは６００℃から７５０℃の範囲に制御する。基体温度を高くすることで、厚膜被覆部材中への不可避不純物混入による歪の発生が抑制される。成膜時の温度を５５０℃未満にすると、基体表面でのイオンの運動エネルギーが低くなり、整合性が高まらず、密着性に大きく影響を及ぼす。また、８００℃を超えると、厚膜被覆部材の圧縮応力が低減出来ても、基体を構成する元素が厚膜被覆部材に拡散して、部材全体の機械的特性が劣化する。

本願発明では反応圧力を５Ｐａから１５Ｐａ、より好ましくは５Ｐａから１１Ｐａに制御することによって、成長した結晶粒と周囲の結晶粒の間で発生する粒界欠陥を抑制して硬質皮膜の残留圧縮応力の低減化ができる。即ち、ドロップレット表面上に形成する結晶粒の成長速度を低下させると同時に、皮膜全体の成長速度を低下させることによって、ドロップレットの根元部分に隙間を埋めて粒界欠陥を無くし、高密度な結晶粒を得ることができる。成膜速度の低下は、窒素反応圧力を高くすることで、基体に到達する際のイオンの入射エネルギーが低くなるために起こる。成膜速度が低くなると、結晶に含まれる格子欠陥や歪みも減少して残留圧縮応力が小さい皮膜が得られる。より好ましくは、成膜速度を２μｍ／時間より遅い速度に制御して結晶成長させることである。また、格子欠陥や歪が低減すると、結晶構造が面心立方構造の硬質皮膜場合、（１１１）面や（２００）面へ強く配向するようになり、結晶成長過程における歪による結晶の分断を減少させることができる。つまり、機械的強度に優れた巨大な柱状結晶を存在させることが可能となる。逆に、圧力制御が不適切のために格子欠陥が増大すると、結晶がその成長過程で分断され粒界が発生しやすくなる。歪は粒界に多く存在し、残留圧縮応力を増大させる。粒界を多く発生させると、その部分に歪が集中するため、粒界間の接合強度は低く、硬質皮膜の断面組織は微細化し、さらに外部から強い衝撃を受けたときに、その粒界部分から破壊しやすくなる。一方、反応圧力が５Ｐａ未満では、ドロップレット表面に成長した化合物結晶が歪を多く含みながら成長するため、残留圧縮応力を抑制できない。更に、１５Ｐａを超えると、ドロップレットを起点とした化合物結晶粒を得られるが、周囲の結晶粒における硬度などの機械的特性が劣化する欠点が現れる。ＣやＯを含むガスを導入して成膜を行う場合も、主体となるＮとあわせた全圧が、５〜１５Ｐａの範囲に制御する。ＣやＯを硬質皮膜に添加する方法として、夫々の元素を含むターゲットを使用する場合は、蒸発させる際のエネルギーを大きくすると、過剰な添加となるため、適宜条件の最適化が必要となる。また、α値を１．０５≦α≦１．２５の範囲にするには、成膜条件のバイアス電圧、反応ガス圧力や成膜温度を制御することによって可能であるが、特に反応ガス圧力を制御することが有効である。窒化物を得る場合は、窒素圧力を５から１５Ｐａ、より好ましくは５から１１Ｐａの範囲に制御することが好ましい。窒素圧力が５Ｐａ未満では、基体に入射するイオンの運動エネルギーが抑制できず、それが歪となって現れ、残留圧縮応力が抑制できなくなる。このとき、α値は、１．０５未満となり、皮膜の自己破壊が発生する欠点が現れる。一方、１５Ｐａを超えるとプラズマ密度が低下し、α値は１．２５を超える。入射するイオンの運動エネルギーが低下し、硬質皮膜は柱状結晶組織を有するものの粒界に不純物を取り込み易くなり、硬質皮膜の機械的特性を劣化させる欠点が現れる。

成膜時のバイアス電圧の印加条件を制御することによって、皮膜の柱状結晶が組成変調を得ることができ、圧縮応力の低減化された皮膜を得ることができて好ましい。特に、パルス化させたバイアス電圧を印加させることによって、結晶粒が組成変調を有する構造となり好ましい。直流バイアス電圧を２０〜２００Ｖ、パルス周期を５〜３０ｋＨｚに設定することによって、厚膜被覆部材に含有させる元素種に左右されること無く、厚膜化され耐欠損性、耐摩耗性に優れ、圧縮応力が低減化された格段に密着性の優れた厚膜被覆部材が実現できる。この理由は、パルス化されたバイアス電圧を用いることにより、基体に入射するイオンエネルギーに高低差が発生するからである。つまり、イオンエネルギーの低い時に軟質相が形成され、イオンエネルギーの高い時に硬質相が形成され、軟質、硬質の両方を有する相構造の結晶粒となる。例えば、直流バイアス電圧を１００Ｖに設定し、パルス周期を１０ｋＨｚ、正のバイアス電圧を０Ｖと設定した場合、０Ｖから１００Ｖ未満の範囲で印加される時に軟質相となり、１００Ｖで印加される時に硬質相となる。例えば（ＴｉＡｌ）Ｎ皮膜の組成変調の場合、成膜時のイオンの入射エネルギーが低い条件では、イオン半径の小さいＡｌが相対的に多く含まれ、比較的軟らかい相が形成される。イオンの入射エネルギーが高い条件では、イオン半径の小さいＡｌが相対的に少なく、比較的硬い相が形成される。この繰り返しによって軟質、硬質を有する結晶粒となり、組成変調した結晶粒が得られる。従って、パルス化されたバイアス電圧を印加させることによって、軟質相が結晶粒中に含まれることにより、厚膜被覆部材全体の圧縮応力が低下し、その結果、厚膜被覆部材化が実現できる。結晶粒の組成変調の相間は、格子縞が連続して成長するため、機械的強度に優れる。組成変調は、任意に選択される相に於いて、厚膜被覆部材を構成する金属成分元素中で、イオン半径の小さい元素成分の原子％をＸとすると、２≦Ｘ≦１０の範囲が、より好ましい。２０Ｖ未満のバイアス電圧で被覆を行ったときに、イオンエネルギーが小さいため、Ｘ値が２未満となる。更に高い密着性も得られない。一方、Ｘ値が１０原子％を超える場合、厚膜被覆部材に歪が多く発生して圧縮応力が増大する欠点が現れる。量産における品質安定を得るために、場合によって、直流バイアス電圧印加により成膜後、成膜過程の途中でパルス化されたバイアス電圧を印加させても好適である。

本願発明は、厚膜被覆部材全体のσ値を、曲率測定法を用いて求めた。ヤング率とポアッソン比が既知となっている基体を所定の形状に加工した試験片を用い、その表面に被覆を行うと、厚膜被覆部材中に発生する圧縮応力により、被覆された試験片がたわみ変形する。そのたわみ変形量を求め、次の化１を用いて、厚膜被覆部材全体のσ値を算出した。

ここで、Ｅｓは試験片に使用した基体のヤング率（ＧＰａ）、Ｄは試験片の厚み（ｍｍ）、δは被覆前後で生じる試験片のたわみ量（μｍ）、ｌは被覆によってたわみが生じた試験片の長さ方向端面から最大たわみ部までの長さ（ｍｍ）、νｓは試験片に使用した基体のポアッソン比、ｄは試験片表面に被覆した厚膜被覆部材の膜厚（μｍ）、である。
一方、Ｘ線回折の並傾法は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＺｒＮ、ＣｒＮ、ＡｌＮなどの単一層で、かつ一般的な組成の皮膜に対して、応力値の算出に適している。また、並傾法によって（ＴｉＡｌ）Ｎなどの厚膜被覆部材の応力値を算出する場合、ＴｉＮを基準とした相対的な応力値の算出となる。厚膜被覆部材の応力値を、Ｘ線回折の並傾法により次の化２を用いてσ２値の符号を求めることにより、ある程度の判別は可能である。

ここで、Ｅは皮膜の弾性定数（ヤング率）、νはポアソン比、θ０は無歪みの格子面からの標準ブラッグ回折角、Ψは回折格子面法線と試料面法線との傾き、θは測定試料の角度がΨの時のブラッグ回折角である。化２より、σ２値の符合が正、負のいずれであるかを決定するには２θ−ｓｉｎ２Ψ線図の勾配のみが必要となり、σ２値の符合が正の時が引張応力であり、負の時に圧縮応力が働いていると判別される。しかし、Ｅ値やν値、ｃｏｔθ０（常に正）の正確な値がわからない場合は、σ２値を算出することが困難である。例えば、ＰＶＤ厚膜被覆部材の密着性の優劣に大きな影響を及ぼす圧縮応力は、並傾法を用い、既知のＴｉＮ（ＪＣＰＤＳファイル番号３８−１４２０）などで得られるピークに対しての比較を行い、相対的なσ２値として算出する方法が実施されてきた。しかし、Ｅ値やν値、ｃｏｔθ０（常に正）の正確な値がわからないような複雑な組成、多層構造など、様々な要素が加わった場合、得られた厚膜被覆部材全体の圧縮応力値を算出することは困難である。多層構造を有する場合、厚膜被覆部材全体の圧縮応力値を求めることは、特に困難である。従って、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＺｒＮ、ＣｒＮ、ＡｌＮ、（ＴｉＡｌ）Ｎなどが、多層に被覆された場合、夫々の層の圧縮応力値測定は可能であるが、厚膜被覆部材全体の圧縮応力値を算出することが困難になる。作製した厚膜被覆部材の圧縮応力を算出した後、膜厚をＦＥ−ＳＥＭで測定した。厚膜被覆部材の組成は、皮膜断面を１７度、斜めに傾けて研磨し、その研磨部はＥＰＭＡを用いて、加速電圧１５ｋＶ、試料電流０．２μＡで分析した。

厚膜被覆部材には、４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから２種以上選択される窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物を被覆する。これによって、高硬度化による耐摩耗性と耐熱性が得られる。厚膜化するには、イオン半径が０．０４１〜０．１００ｎｍの４ａ、５ａ、６ａ族、イオン半径が０．００２〜０．０４０ｎｍと小さいＡｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓなどを含有した窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物を被覆させる必要がある。イオン半径の異なる元素を複数個組み合わせる場合、厚膜被覆部材に含有する元素のイオン半径差から圧縮応力が発生し、それは厚膜被覆部材に比例して増大し、密着性に影響を及ぼす。そこで高い密着性を有し、硬度、耐熱性をも有した６．０μｍ以上の皮膜を得るためには、厚膜被覆部材の圧縮応力を制御する必要があり、厚膜被覆部材の圧縮応力σ（ＧＰａ）を、０≦σ＜６．０の範囲に制御することが必要である。圧縮応力が６．０ＧＰａよりも大きくなると、厚膜被覆部材が自己破壊を起こし、耐欠損性が著しく劣る欠点が現れる。また、圧縮応力値が負の値をとることは、引張応力の増大を意味する。これによって厚膜被覆部材表面は、外部から機械的衝撃が負荷されたときにクラックが発生しやすくなり、耐欠損性が劣る欠点が現れる。そこで厚膜被覆部材のσ値を制御することが重要である。即ち、６．０μｍ以上に厚膜被覆部材化された厚膜被覆部材が、高い密着性を維持するには、σ値を０ＧＰａから６ＧＰａ以下の範囲に制御することが必要だからである。より好ましくは０＜σ≦４．０に制御することによって、更に高い密着性を実現できる。しかも、優れた機械的特性を有する厚膜被覆部材を高い密着性をもって被覆するためには、部分的、局所的なσ値ではなく、厚膜被覆部材全体のσ値を考慮する必要がある。

本願発明の厚膜の結晶組織は、柱状結晶組織であることが好ましい。柱状結晶粒をＦＥ−ＴＥＭで観察したときに、柱状結晶構造の結晶粒は、金属成分元素が膜厚方向に組成変調を有する構造であることが好ましい。柱状結晶構造は、結晶粒幅をｗ、長手方向の長さをｈとしたときに、ｈ／ｗ≧２．０であることが好ましい。ｈ／ｗ値の評価する領域は、厚膜被覆部材の膜厚値に対して、３から５倍程度の長さを求め、この値を膜厚方向と垂直な方向にとる。ここで膜厚方向の長さと、この膜厚方向と垂直な方向の長さとで与えられた矩形領域にある結晶粒のｗ値とｈ値を測定し、平均値としてのｈ／ｗ値をもとめる。ｈ／ｗ≧２．０の柱状結晶粒を含有すると、優れた耐欠損性を有する。ｈ／ｗ≧２．０のときに、厚膜被覆部材のせん断方向の機械的強度が向上するため、耐摩耗性だけでなく、耐欠損性が極めて優れる。ｈ／ｗ＜２．０になる場合、結晶組織が微細化するため、粒界欠陥が増大する。また厚膜被覆部材全体の圧縮応力が増大して、アブレッシブ摩耗の進行が早くなるだけでなく、耐欠損性が劣る欠点が現れる。本願発明の結晶粒を得るためには、成膜時に印加するバイアス電圧を制御することで実現できる。バイアス電圧は、直流で２０〜２００Ｖの間に制御することが好ましい。

本願発明の厚膜被覆部材被覆部材は、基体に炭化タングステン基超硬合金、高速度工具鋼、サーメットを用いることにより、より耐摩耗性と靱性のバランスが最適化され、好ましい。アークイオンプレーティング法（以下、ＡＩＰ法と記す。）、スパッタリング法などのイオンプレーティング方式が好ましい。プラズマ支援型のＣＶＤ法との併用も可能である。また、製造環境といった側面からみてもＰＶＤ法は、原料ガスとして多種の有害ガスを使用するＣＶＤ法と比較して環境を損なう可能性が低く、安全な手段である。製造コスト面でも、成膜速度をＣＶＤ法より大きくすることが出来、有利である。また多元素系の多層厚膜被覆部材の製造が可能である。

旋削用のインサート形状の超硬合金と、応力測定用の試験片を用意し、これらにＰＶＤ法によって、４ａ、５ａ、６ａ族元素、Ａｌ、Ｂ、Ｓｉ、Ｓから２種以上選択された窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物を被覆した。蒸発源は、各種合金製ターゲットを選択して用い、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物とするために窒素、酸素、アセチレンなどの炭化水素系のガスを単独、もしくは、混合させて成膜時に導入させて作成した。本発明例１は、ＡＩＰ装置を用いて、（ＴｉＡｌ）Ｎ膜を１１μｍ成膜した。被覆処理温度は６００℃、反応圧力を７．５Ｐａとし、バイアス電圧を５０Ｖとした。作製した試料の組成と被覆条件等を表１に示す。また、皮膜の評価結果を表２に示す。

表１より、本発明例２〜１６、比較例５５〜６２は、厚膜被覆部材の膜厚が及ぼす応力値への影響を見るために、被覆時間のみを変化させた。本発明例１７〜２６、比較例５２〜５４は、厚膜被覆部材の硬度、耐熱性が及ぼす影響を見るために、作製した。本発明例２７〜３１、比較例６３は、厚膜被覆部材の成膜時の温度が及ぼす圧縮応力値への影響を見るために、成膜温度を４５０〜７６０℃に設定して作製した。本発明例３２〜３５、比較例６４は、厚膜被覆部材の成膜時の反応圧力が及ぼす圧縮応力値への影響を見るために、反応圧力を変化させて作製した。反応圧力は４．７Ｐａ〜１０．８Ｐａに設定した。本発明例３６〜３９、比較例６５は、成膜時に印加させるバイアス電圧のパルス化が及ぼす圧縮応力値、柱状結晶粒中の組成変調への影響を見るために、バイアス電圧を５０Ｖに設定し、パルス周期を５〜３５ｋＨｚに変化させて作製した。本発明例４０〜４６、比較例６６、６７は、厚膜被覆部材の成膜時に印加するバイアス電圧の印加方法が及ぼす応力値や柱状結晶粒の大きさへの影響を見るために、バイアス電圧値を直流で２０〜３００Ｖの範囲で変化させて作製した。本発明例４７〜４９は、成膜時に印加させるバイアス電圧のパルス化が及ぼす圧縮応力値や密着強度への影響を見るために、バイアス電圧を５０Ｖ、パルス周期を１０ｋＨｚ、正のバイアス電圧を＋５〜＋２０Ｖに変化させて作製した。本発明例５０、５１は、単一層の厚膜被覆部材ではなく、多層構造を有する厚膜被覆部材の効果を確認するために作製した。本発明例５０は、金属のみの原子％で、（４０Ｔｉ６０Ａｌ）Ｎを最下層として５．６μｍ成膜した後、（８０Ｔｉ２０Ｓｉ）Ｎをその上に５．６μｍ成膜を行った。本発明例５１は、金属のみの原子％で、（４０Ｃｒ６０Ａｌ）Ｎを最下層として１．９μｍ成膜した後、その上に（８０Ｔｉ２０Ｓｉ）Ｎを１．９μｍ成膜した。この組み合わせの被覆を膜厚方向に連続して３回行い、合計６層で１１．４μｍ成膜した。

作成した応力測定用の試験片より皮膜の断面観察、及び表面観察を行った。観察には、ＳＥＭ及びＦＥ−ＴＥＭを使用した。図２に本発明例１の皮膜断面を観察した結果を示す。図２に示すように、皮膜にはドロップレットが含まれ、そのドロップレットを起点に（ＴｉＡｌ）Ｎ結晶が巨大な柱状結晶粒として成長していた。またこの結晶粒は、硬質皮膜表面を突き出て成長していた。この結晶粒周囲には隙間が少なく、周囲の（ＴｉＡｌ）Ｎ結晶組織と同化した組織であることが観察された。このため、硬質皮膜にドロップレットを有していても、残留圧縮応力は低く、優れた密着力を示した。他の本発明例２から５１においても同様な断面観察を行った結果、ドロップレットを起点に巨大な柱状結晶粒の成長していて、結晶粒周囲には隙間が少なく、周囲の結晶組織と同化した組織が観察された。この様子は、図１の模式図において、（２）で示した形態に代表される。
一方、比較例５２から６７には、ドロップレットを起点に巨大な柱状結晶粒の成長している様子は観察されなかった。例えば、比較例６４を観察した結果を図３示す。これにも他の試料同様にドロップレットが含まれていた。この部分を更に詳細に観察すると、ドロップレットの表面では（ＴｉＡｌ）Ｎ結晶がほとんど成長しておらず、（ＴｉＡｌ）金属の塊が多く存在した。また、（ＴｉＡｌ）金属の塊の周囲を観察したところ、周囲の（ＴｉＡｌ）Ｎとの境界部に隙間が多く観察された。この理由は、反応ガス圧力が４．７Ｐａと低いため、皮膜全体の成長速度が高く、ドロップレットの周囲を包み込むように成長することができず、結晶粒の根元部分の隙間を埋めることができなかったと考えられる。
また、バイアス電圧印加時に２０ｋＨｚのパルス幅を設定した本発明例３８の硬質皮膜断面を観察した結果を図４に示す。皮膜は柱状結晶粒を有しており、更に詳細を観察すると結晶粒は多層構造を有して、組成変調が見られた。その積層周期は１〜１０ｎｍであった。各層間の組成をＦＥ−ＴＥＭに付設されるエネルギー分散型Ｘ線分光分析（以下、ＥＤＳと記す。）装置を用いて分析した結果、イオン半径の小さいＡｌの含有量が変調していることが確認された。更に多層構造における層間の格子縞は連続していることが確認された。これが、硬質皮膜の残留圧縮応力の低減化を実現したのである。
α値が１．０１を示した比較例６７の皮膜断面組織を図５に示す。皮膜の断面組織は微細化し粒界欠陥が多数観察された。α値が１．０５未満になると、金属元素同士が結合する確率が増え、結晶格子歪が著しく大きくなり、結晶の格子縞の連続性が失われる。その結果、残留圧縮応力を増大させ、密着性は劣化したものと考えられる。
ｈ／Ｔ値が０．０４を示した比較例６３の皮膜断面観察結果を図６、また表面観察結果を図７に示す。図６では、表面にはドロップレット脱落部分に空孔が発生していた。更に図７に示すように膜表面に多数の突起物も存在した。この空孔や突起物は皮膜破壊の起点となったり、被加工物が凝着したりするため不都合である。

次に、旋削用のインサートを用いて加工試験を行った。評価は、切削時間５分毎に逃げ面、すくい面に発生する摩耗を、光学顕微鏡で５０倍に拡大して観察した後、試験を継続し、１０μｍ以上の微小チッピングを含む、欠損が発生した時点を工具寿命とし、その時点までの切削時間（分）を比較することによって評価した。
（切削条件）
工具：バイト
インサート形状：ＳＮＭＧ１２０４０８タイプ、チップブレーカー付き形状
切削方法：長手方向の外径切削
被削材形状：直径１６０ｍｍ×長さ６００ｍｍ、丸棒
被削材：Ｓ５３Ｃ、硬さ、ＨＢ２６０、調質材
切込み量：２．０ｍｍ
切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ
１回転あたりの送り量：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし

表２より、本発明例１〜５１は、ｈ／Ｔ値、α値、膜厚、組成共に本願発明の規定範囲内にあり、残留圧縮応力値の低減化が図られた。また、光学顕微鏡による観察でも逃げ面、すくい面共に正常な摩耗を示し、急速な摩耗の進行や早期チッピングの発生、刃先欠損等の発生は見られず、満足の出来る工具寿命を示した。本発明例１〜１６、比較例５５〜６２は、厚膜被覆部材の膜厚が厚くなる程、圧縮応力は増大した。しかし、本発明例１〜１６の切削時間は１６．８分以上を有し、満足のいく結果が得られた。これより、６．０μｍ以上の膜厚を有するＰＶＤ厚膜被覆部材は、耐摩耗性に優れた。切削時間が５分経過時点の刃先の摩耗状態を確認した結果、逃げ面摩耗は、本発明例２は０．０８４ｍｍを示し、この点でも本発明例２は優れていた。しかし、比較例５５、５７、５９、６１は、圧縮応力が低減化されていても、本発明例に対して劣っていた。この理由は、ｈ／Ｔ値が０．１未満であり、ドロップレットを起点とした化合物の結晶粒が成長せず、皮膜内部に欠陥として残留し、耐欠損性などの機械的特性を劣化したためである。また、比較例５６、５８、６０、６２は、圧縮応力が夫々、６．５、６．２、６．９、６．６ＧＰａであった。これらは本発明例１に対して切削時間が短くなった。この理由は、ｈ／Ｔ値が１．２を超えて大きく、またα値が何れも１．０５未満であるため結晶格子は２種以上のＭｅ元素同士が結合する確率が増え、結晶格子の歪が大きくなり、結晶の格子縞の連続性が失われたと考えられる。そして、硬質皮膜の粒界欠陥が増大した結果、残留圧縮応力を増大させ、密着性を劣化させたのである。比較例５６、５８、６０、６２は、切削前から、刃先エッジ部で皮膜の破壊が確認された。これもα値が１．０５未満のために、皮膜の自己破壊が発生したためである。更に、切削途中の刃先の損傷状態を確認したところ、刃先エッジ部で、皮膜が１０μｍ以上の幅で発生していた。切削時間は、厚膜被覆部材の膜厚が６μｍ以上、３０．０μｍ以下、圧縮応力が０＜σ≦６．０の範囲の時に優れ、特に、０＜σ≦４．０の範囲で優れた。本発明例９〜１６のように厚膜被覆部材がＯやＣを含有すると、厚膜被覆部材の結晶内で歪が発生し、高硬度化する。これによって、耐溶着性、摺動性に優れ、高硬度化された厚膜被覆部材を実現できる。本発明例１７〜２６は、比較例５２〜５４の切削時間に比べて１．６倍以上優れていた。これは、皮膜組成の選択によって、厚膜被覆部材の耐熱性、硬度を格段に高めたためである。６．０μｍ以上の膜厚を有する厚膜被覆部材が、４ａ、５ａ、６ａ族元素、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから２種以上選択された窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物であり、更に、本願発明の製造方法によって厚膜被覆部材の圧縮応力を制御すれば、切削時間は格段に優れる。本発明例１９は、切削途中の刃先の状態を確認したところ、刃先エッジ部において、チッピングは確認されず、逃げ面摩耗が、０．０４５ｍｍであった。また、切削部位における、被加工物の溶着もほとんど発生しておらず、正常摩耗の進行のみで寿命に至った。溶着が発生しなかった理由は、厚膜被覆部材にＳを含有し、潤滑特性が優れたためである。類似した傾向は、本発明例２２のＢを含有した厚膜被覆部材でも確認された。厚膜被覆部材の圧縮応力を３．０ＧＰａ以下に制御することによって、格段に優れる。本発明例２７〜３１、比較例６３は、成膜温度が高いと圧縮応力が低くなる傾向を示した。５５０℃で成膜を行った本発明例２７は、圧縮応力が３．６ＧＰａであった。切削時間は、２０．４分であった。比較例６３は、圧縮応力６．４ＧＰａであり、切削時間は１０．６分であった。切削時間５分後の刃先の損傷状態を確認したところ、エッジ部で皮膜の破壊が原因の微小なチッピングが多数発生していた。その後、大きく欠損した。成膜温度を５５０℃以上にした場合、圧縮応力は低下した。本発明例３１の圧縮応力は１．６ＧＰａであった。切削途中の刃先損傷状態を確認したところ、刃先エッジ部における皮膜破壊は確認されず、正常摩耗をしていたが、逃げ面摩耗幅が、０．１１４ｍｍであった。切削時間は、圧縮応力が６．０ＧＰａよりも小さい時に、従来例６８に比べて格段に優れた。成膜温度は、５５０〜８００℃の場合に、切削によるエッジ部の皮膜破壊が減少し、厚膜被覆部材の耐摩耗性が優れていた。本発明例３２〜３５、比較例６４は、低圧力ほど、圧縮応力が増大した。最も低圧の４．７Ｐａで成膜を行った比較例６４の圧縮応力は、６．６ＧＰａであった。切削時間は、１１．４分となった。しかし厚膜被覆部材の圧縮応力が６．０ＧＰａを超えるようになると、切削途中のインサート損傷状態観察において、刃先エッジ部の皮膜破壊が確認された。数回の切削評価を行った結果、切削時間は、１０．１〜１１．４分とばらつき、安定しなかった。また、１１．０Ｐａを超えて高い反応圧力で成膜を行うと、厚膜被覆部材に欠陥が多く発生する傾向をしめすことが確認されている。以上より、厚膜被覆部材の圧縮応力を６．０ＧＰａ以下に制御を行うための反応圧力は、５．０〜１１．０Ｐａの範囲に設定することが好ましい。本発明例３６〜３９、比較例６５に示す様に、成膜時に印加するバイアス電圧をパルス化させると、得られる厚膜被覆部材の圧縮応力は低下した。切削時間は、パルス化されたバイアス電圧を印加した厚膜被覆部材の場合、本発明例１に比べて、約１．１〜１．２倍優れていた。切削途中のインサート損傷状態を観察した結果、刃先エッジ部において、皮膜の破壊は観察されず、正常摩耗が進行し寿命に至った。最も優れた本発明例３８の厚膜被覆部材の断面を観察したところ、柱状結晶構造を有していた。その結晶粒を詳細に観察した結果、図４に示すように結晶粒は膜厚方向にコントラストの異なる相の周期構造を有していた。その周期は、１〜１０ｎｍであった。相間の組成を調査した結果、イオン半径の小さいＡｌの含有量の組成変調が確認された。これが、厚膜被覆部材の低応力化を可能にしている理由である。更に、周期構造における相間の格子縞は連続していることが確認された。そのため、優れた耐摩耗性と耐欠損性が格段に優れた。５〜３０ｋＨｚ範囲にパルス周期を設定した本発明例３６〜３９の切削時間が優れ、３５ｋＨｚに設定した比較例６５の切削時間は劣った。パルス周期が２ｋＨｚ未満の場合は圧縮応力が低くなるが、厚膜被覆部材の硬度が低下してアブレッシブ摩耗が進行する傾向を示す。３５ｋＨｚの比較例６５は、圧縮応力が６．１ＧＰａとなり、切削の初期段階で刃先にチッピングが発生し欠損した。これより柱状結晶粒が組成変調を有する構造であっても、切削時間は成膜条件設定に影響される。本発明例４０〜４６、比較例６６、６７に示す様に、バイアス電圧値が、直流で２０〜３００Ｖの範囲内として、大きくなると、厚膜被覆部材の圧縮応力は増大した。バイアス電圧を２２０Ｖで被覆を行った比較例６６は、圧縮応力が、６．１ＧＰａであった。切削時間は６．１分であり、従来例６８よりも劣った。比較例６６の断面組織を確認したところ、組織が微細化しており、ｈ／ｗ値が１．０を下回る０．７であった。比較例６７は、圧縮応力が７．６ＧＰａであった。断面組織を確認した所、組織が微細化し、ｈ／ｗ値が０．４、切削時間は、４．２分であった。圧縮応力が非常に高いため、インサート刃先部は、切削前から皮膜破壊が発生していた。更に、柱状組織を有していないため、厚膜被覆部材の耐欠損性が劣り、切削評価を開始した初期より、チッピングが発生していた。切削時間は、２０〜８５Ｖで成膜した方が優れているが、１００〜２００Ｖで成膜しても、圧縮応力が６．０ＧＰａ以内となった。成膜装置のバイアス電圧制御も考慮すると２０Ｖ近傍では、成膜時のバイアス電圧制御の安定化が困難であった。安定した品質を再現良く作製するためには、３０〜１５０Ｖの範囲で行われるのが、より好ましい。本発明例４７〜４９の圧縮応力は、夫々２．０ＧＰａであった。印加されるバイアスの高低差が大きくなるために、基体に入射するイオンエネルギーの高低差が大きくなる。つまり、より低いイオンエネルギー時に、軟質相が形成され、高いイオンエネルギー時に形成される硬質相の構造を有するため、低応力化され、密着強度が高まる。また、その結果、切削時間が優れたのである。本発明例５０、５１は、夫々切削時間が、２７．０分、２７．４分となり、優れていた。これは、圧縮応力が４．０ＧＰａより下回ったためである。本願発明の成膜方法を用いることによって、本発明例５０、５１に示したような多層構造を有する厚膜被覆部材全体の圧縮応力値を算出することができた。そのため、高い密着性、耐摩耗性、耐欠損性を有する厚膜被覆部材を設計することが可能となった。

図１は、ドロップレット存在形態模式図を示す。 図２は、本発明例１の皮膜断面観察結果を示す。 図３は、比較例６４の皮膜断面観察結果を示す。 図４は、本発明例３８の結晶粒の観察結果を示す。 図５は、比較例６７の皮膜断面観察結果を示す。 図６は、比較例６３の皮膜断面観察結果を示す。 図７は、比較例６３の皮膜表面観察結果を示す。

Claims (5)

1. 物理的蒸着による硬質皮膜が被覆された部材において、該硬質皮膜は、Ｍｅｘ（ＮｙＣｚＯｖ）で表され、但し、Ｍｅは、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂ、Ｓから選択される２種以上の元素を有し、ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子％で含有量を表し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、０≦ｚ≦１０、０≦ｖ≦１０、であり、該硬質皮膜の有するドロップレットを起点に結晶成長した化合物の結晶粒が皮膜表面に突き出しており、該化合物の結晶粒の長手方向長さをｈ（μｍ）、該硬質皮膜の膜厚Ｔ（μｍ）としたとき、６≦Ｔ≦３０、０．１≦ｈ／Ｔ≦１．２、であることを特徴とする厚膜被覆部材。
2. 請求項１に記載の厚膜被覆部材において、（ｙ＋ｚ＋ｖ）／ｘの値をαとしたときに、１．０５≦α≦１．２５、であることを特徴とする厚膜被覆部材。
3. 請求項１、２に記載の厚膜被覆部材において、該硬質皮膜が柱状結晶構造を有し、該柱状結晶は組成変調を有することを特徴とする厚膜被覆部材。
4. 請求項１に記載の厚膜被覆部材において、該厚膜被覆部材の製造方法は、基体温度を５５０℃から８００℃、反応圧力を５Ｐａから１５Ｐａ、で成膜することを特徴とする厚膜被覆部材の製造方法。
5. 請求項４に記載の厚膜被覆部材の製造方法において、バイアス電圧を２０Ｖから２００Ｖ、パルス周期を５ｋＨｚから３５ｋＨｚ、で成膜することを特徴とする厚膜被覆部材の製造方法。