JP4253169B2 - 耐摩耗性に優れた硬質皮膜とその製造方法、および切削工具並びに硬質皮膜形成用ターゲット - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具等の耐摩耗性を飛躍的に向上させることのできる硬質皮膜とその製造方法、並びに該硬質皮膜の製造に用いられるターゲット、更には該硬質皮膜を形成した切削工具に関するものである。尚、本発明の硬質皮膜は、超硬合金、サーメットまたは高速度工具鋼等を基材とする、エンドミル、ドリル、チップまたはホブ等の歯切り工具や、打ち抜きパンチ、スリッターカッター、押し出しダイス、鍛造ダイス等を含む塑性加工用治具等に適用できるが、以下では、代表的な用途例として切削工具に用いる場合を主体にして説明する。
【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の複合窒化皮膜は、優れた耐摩耗性を示すことから、前記チタン単独の窒化物や炭化物、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おり、下記組成のＴｉとＡｌの複合炭窒化皮膜（以下、ＴｉＡｌＣＮ膜と示すことがある）が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
（Ｔｉ1-x，Ａｌx）（Ｃ1-yＮy）
０．５６≦ｘ≦０．７５、
０．６≦ｙ≦１
【０００５】
岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮは高温高圧相であるため、高硬度を有していると予想される。しかしながら岩塩型（立方晶）構造の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採用したとしても、通常は、もともと安定相である軟質な六方晶ウルツ鉱型のＡｌＮしか生成せず、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮを得ることができない。しかし、ＴｉＮは岩塩型（立方晶）構造であり、かつ岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮと格子定数が近似しているため、ＴｉとＡｌを金属成分とする窒化物を成膜すれば、常温常圧や高温低圧条件下でも、岩塩型（立方晶）構造のＴｉＮのＴｉのサイトにＡｌが置換して入り、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮを形成するので、皮膜の高硬度化が可能となる。
【０００６】
また、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮとＴｉＮの格子定数の違い（ＡｌＮの格子定数：４．１２Å、ＴｉＮの格子定数：４．２４Å）による格子の歪みを利用することによっても、皮膜の高硬度化を図ることができる。更に、ＴｉＮよりも耐酸化性に優れたＡｌＮを形成することで、高温での切削にも耐え得る優れた耐酸化性を実現できる。
【０００７】
しかしながら、ＴｉＡｌＮ中のＡｌＮ含有率が高くなると、ＴｉＮとＡｌＮとの格子長さの違いに起因して、皮膜の結晶構造が岩塩構造から軟質な六方晶へ転移しやすくなるので、Ａｌ含有率を増加させて硬度を高めるにしても限界があり、硬度と耐酸化性を共に高めて、耐摩耗性を更に向上させることは難しい。
【０００８】
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いることから、更に優れた耐摩耗性を発揮する硬質皮膜を得るべく、下記の様にＴｉとＡｌに加えて第３元素を添加した皮膜が提案されている。
【０００９】
その様な皮膜として、第３元素がＮｂである皮膜であって、成分組成が、
（ＴｉxＮｂyＡｌz）（Ｃ1-aＮa）であり、
０＜ｘ＜０．６、
０．０５≦ｙ≦０．７５、
０．１≦ｚ≦０．６５、
０．６≦ａ≦１、
ｘ＋ｙ＋ｚ＝１
を満たすものが提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
【００１０】
しかしながら、高硬度化を図るべく上記皮膜のＡｌ含有率を高くし、かつ第３元素としてＮｂを上記範囲内で添加すると、軟質な六方晶が析出しやすくなるため、上記範囲内でＮｂ添加を行うには、Ａｌの添加量を抑制せざるを得ず、結果として十分な高硬度化を図ることができない。
【００１１】
また皮膜の結晶配向について下記の通り制御することで、硬質皮膜の高硬度化を図る技術も開示されている。
【００１２】
（２００）結晶面のピーク高さをｈ（２００）とし、
（１１１）結晶面のピーク高さをｈ（１１１）としたとき、
ｈ（２００）／ｈ（１１１）≧４．０を満たし、
（２００）結晶面のピークの半値幅をｄ（２００）とし、
（１１１）結晶面のピークの半値幅をｄ（１１１）としたとき、
１．５≧ｄ（２００）／ｄ（１１１）≧０．８
そしてこの様な要件を満たす具体的な皮膜として、第３元素（Ｍ）が４ａ、５ａ、６ａ族元素、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂの中の少なくとも１種である下記組成の複合硬質膜が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。
（Ｔｉa，Ａｌb，Ｍ1-a-b）（Ｃx，Ｎy，Ｏz）w
０．８≧ａ≧０．４、
０．６＞ｂ＞０．２、
ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、
０．５≧ｘ≧０、
１≧ｙ≧０．５、
０．５≧ｚ≧０、
１．０５≧ｗ≧０．７
また、Ｔｉ、Ａｌおよび元素Ｍ（Ｍ：Ｈｆ、Ｚｒの１種または２種）の複合窒化物、複合炭化物、複合ホウ化物、複合炭窒化物、複合ホウ窒化物、複合炭ホウ化物または複合炭窒ホウ化物よりなり、該Ｔｉ、ＡｌおよびＭの組成が、下記式（１）で示される組成の硬質皮膜が提案されている（例えば、特許文献４参照。）。しかし、高硬度化を図るにあたっては、Ａｌ含有率や第３元素として添加する元素Ｍの含有率をより厳密にコントロールする必要がある。
【００１３】
Ｔｉ1-(x+y)ＭxＡｌy …（１）
［上記式（１）中、０＜ｘ≦０．８、０＜ｙ≦０．８、ｘ＋ｙ＜１であり、ＭはＨｆ、Ｚｒの１種または２種］
【００１４】
【特許文献１】
特許第２６４４７１０号公報 （第１頁）
【特許文献２】
特開平１１−３０２８３１号公報 （第１頁）
【特許文献３】
特開平２００１−２３４３２８号公報 （第２頁）
【特許文献４】
特開平９−１０４９６６号公報 （第１頁）
【００１５】
【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、ＴｉＡｌＮよりも耐摩耗性に優れた硬質皮膜と、この様な硬質皮膜を得るための有用な製造方法、および本発明の硬質皮膜を効率よく得ることのできるターゲット、更には該硬質皮膜を形成した、特にステンレス鋼を被削対象とする切削工具を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る硬質皮膜とは、
（Ｔｉ1-a-b，Ａｌa，Ｍb）（Ｃ1-cＮc）からなる硬質皮膜であって、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ａ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ａ≦０．６７）、
０．０１５≦ｂ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０６とする）、
０．５≦ｃ≦１
（ａ、ｂ、ｃは、それぞれＡｌ、Ｍ、Ｎの各原子比を示す。以下同じ）であるところに特徴を有するものである。
【００１７】
本発明は、この様な硬質皮膜を製造する方法も規定するものであって、その方法とは、カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）またはアンバランスドマグネトロンスパッタリング法（ＵＢＭＳ法）を用い、
被処理体（基板）バイアス電圧：３０〜２００Ｖ、
被処理体（基板）温度：３００〜６５０℃、
反応ガスの全圧または分圧：ＡＩＰ法では０．５〜６Ｐａ、
ＵＢＭＳ法では０．０５〜２Ｐａ
の条件で成膜するところに特徴を有し、成膜方法として、前記カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）を採用する場合には、ターゲット表面の磁束密度を５ｍＴ以上とし、かつ、磁力線がターゲット表面近傍から被処理体（基板）近傍に向かう状態で成膜を行うことが好ましい。
【００１８】
また本発明は、硬質皮膜を製造する際に用いる硬質皮膜形成用ターゲットも規定するものであり、該ターゲットは、相対密度が９２％以上であり、その組成が、（Ｔｉ1-x-y，Ａｌx，Ｍy）からなり、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ｘ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ｘ≦０．６７）、
０．０１５≦ｙ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０６とする）
（ｘ，ｙはそれぞれＡｌ、Ｍの原子比を示す。以下同じ）
であるところに特徴を有している。
【００１９】
更に本発明は、上記硬質皮膜が形成された、ステンレス鋼を被削対象とする切削工具も含むものである。
【００２０】
【発明の実施の形態】
＜硬質皮膜について＞
本発明者らは、前述した様な状況の下で、既に実用化されている前記組成のＴｉＡｌＣＮ膜を基に、より耐摩耗性に優れた硬質皮膜を得るべく様々な角度から検討を行った。その結果、
▲１▼Ａｌ原子比を可能な限り高くしつつ、
▲２▼ＴｉＮやＡｌＮとの格子定数の差が大きい窒化物を形成する元素Ｍとして、Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を、皮膜の結晶構造が、岩塩型（立方晶）構造から軟質な六方晶へ転移しない範囲内で添加すれば、格子歪みの誘起により皮膜の更なる高硬度化を図ることができ、かつ、切削中の温度上昇により形成される酸化皮膜の緻密化が進んで、耐酸化性も向上できることを見出し、本発明に想到した。以下、本発明の硬質皮膜を規定した理由について詳述する。
【００２１】
まず本発明の硬質皮膜は、Ａｌ原子比（ａ）が０．５〜０．６７であることを前提とする。上述の通り、Ａｌの添加は、岩塩型（立方晶）ＡｌＮの形成による高硬度化および耐酸化性向上を図るのに重要だからであり、所望の硬度を得るには、Ａｌ原子比（ａ）を０．５以上（後述する元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５以上）とする必要がある。更なる高硬度化を図るには、Ａｌ原子比（ａ）を０．５５以上とするのがより好ましく、更に好ましくは０．６以上である。
【００２２】
一方、Ａｌ原子比が過剰になると、六方晶が析出しやすく皮膜が軟質化するので、Ａｌ原子比（ａ）の上限は０．６７とする。好ましくは０．６５以下である。尚、Ａｌ含有率が上限近傍の皮膜であって、実質的に岩塩型（立方晶）構造からなる皮膜を形成するには、製造条件等の制御が必要となるが、Ａｌ原子比を０．６３以下とすれば、該条件等に左右されることなく、岩塩型（立方晶）構造の硬質皮膜を確実に形成することができる。
【００２３】
本発明では、Ｔｉ、Ａｌに加える第３番目の元素（Ｍ）として、岩塩型（立方晶）構造のＴｉＮ（格子定数：４．２４Å）や、ＡｌＮ（格子定数：４．１２Å）と異なる格子定数を有する窒化物を形成する、Ｔａ（ＴａＮの格子定数：４．３３Å）、Ｎｂ（ＮｂＮの格子定数：４．３９Å）、Ｈｆ（ＨｆＮの格子定数：４．５２Å）、Ｃｒ（ＣｒＮの格子定数：４．１４Å）を選定した。
【００２４】
表１は、上記元素Ｍの窒化物とＴｉＮまたはＡｌＮとの格子定数のミスマッチ率：
［(元素Ｍの窒化物の格子定数)−(ＴｉＮまたはＡｌＮの格子定数)］／（ＴｉＮまたはＡｌＮの格子定数）を示したものである。
【００２５】
【表１】
【００２６】
表１より、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆの窒化物は、いずれもＴｉＮやＡｌＮよりも２％以上大きい格子定数を有しており、また、Ｃｒの窒化物はＴｉＮよりも２％以上小さい格子定数を有していることがわかる。この様に格子定数の異なる窒化物が形成されて皮膜中に格子歪みが生ずることで、皮膜の高硬度化を達成できるのである。
【００２７】
上記効果を達成させるには、元素Ｍの原子比（ｂ）を０．０１５以上、より好ましくは０．０３以上とする必要がある。
【００２８】
しかし、上記元素Ｍは、上記の通りＴｉＮまたはＡｌＮと、格子定数の大きく異なる窒化物を形成することから、多量に添加すると、かえって六方晶が析出し易くなり、岩塩型（立方晶）構造の硬質皮膜を得ることができない。従って、元素Ｍの原子比（ｂ）は０．１以下とするのがよい。特に元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０５未満とし、Ｃｒのみの場合は０．０６未満とするのがよい。また、Ａｌの原子比が０．６以上と高くなると、元素Ｍにいずれの元素を選択しても六方晶が析出しやすくなるので、この場合は、元素Ｍを原子比で０．０７以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０５未満とするのがよい。
【００２９】
また、上記元素Ｍの中でも、特にＨｆが、ＡｌＮと格子定数差の大きい窒化物を形成するので、元素ＭがＨｆのみであり、かつＡｌ原子比が０．６以上と高い場合には、六方晶がより一層析出しやすくなる。従ってＡｌ原子比が０．６以上の場合には、元素ＭがＮｂ、ＴａおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を添加するのがよい。
【００３０】
皮膜中のＴｉ含有率は、上記ＡｌとＭの原子比によって決まるが、Ｔｉ含有率が多くなると相対的にＡｌ含有率が小さくなり、Ａｌ添加による高硬度化を図るのが困難となる。従って、Ｔｉの原子比は０．４５以下とすることが望ましく、Ａｌを原子比で０．５５以上存在させる場合には、Ｔｉの原子比を０．４以下に抑えるのがより好ましい。一方、Ｔｉ含有率が小さすぎると、相対的にＡｌが過剰となり六方晶が析出しやすくなるので、Ｔｉは原子比で０．２５以上とするのが望ましい。
【００３１】
Ｃ、Ｎの含有率を規定した理由は次の通りである。即ち、皮膜中にＣを添加し、高硬度の炭化物（ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＨｆＣ等）を析出させて皮膜の硬度を高める場合には、Ｃを存在させることが望ましく、この観点から、Ｃの原子比（１−ｄ）は、（Ｔｉ＋元素Ｍ）の添加量と同程度とするのがよい。しかしながら、Ｃを過剰に添加すると、化学的に不安定なＡｌの炭化物を過度に析出させることになり、耐酸化性が劣化し易くなる。従って、Ｃの原子比（１−ｄ）は０．５以下、即ち、Ｎの原子比ｄを０．５以上とするのがよい。ｄは、Ａｌ量が０．６以上の場合には０．６以上とするのがよく、より好ましくは０．８以上であり、ｄ＝１の場合を最も好ましい形態とする。
【００３２】
本発明の硬質皮膜には、これらの組成を満たす硬質皮膜が基材上に単層として形成されるものの他、上記規定の組成を満足するものであって、組成の異なる複数の硬質皮膜が２層以上形成されたものも含まれる。更に、従来より使用されているＴｉＮやＴｉＡｌＮ等の硬質皮膜を、用途により適宜積層させてもよい。また、基材と硬質皮膜の高い密着性が要求される場合には、基材と本発明の硬質皮膜の間に、Ｔｉおよび／またはＣｒの金属層または合金層を中間層として形成させてもよい。
【００３３】
尚、前記硬質皮膜は、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、１〜５μｍ程度とすることが望ましい。薄すぎると良好な耐摩耗性が発揮されず、一方、厚すぎると切削中に皮膜の欠損や剥離が発生するからである。より好ましい膜厚は３〜４μｍ程度である。
【００３４】
＜硬質皮膜の製造方法について＞
Ａｌの原子比が大きくなると六方晶が析出し易くなるので、実質的に岩塩型（立方晶）構造を主体とする硬質皮膜を形成するには、成膜条件をコントロールする必要がある。本発明では、Ａｌの原子比が大きくても結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造である硬質皮膜を形成する方法として、カソード放電型アークイオンプレーティング法（以下、ＡＩＰ法という）、またはアンバランスドマグネトロンスパッタリング法（以下、ＵＢＭＳ法という）が大変有効であることがわかった。上記方法が有効である理由を以下に述べる。
【００３５】
ＡＩＰ法は、真空中に大電流（数十〜数百アンペア）が流れるアーク放電を生じさせて、金属（合金）ターゲットから金属原子を蒸発させた後、容器内に導入された反応ガス（窒素ガス等）と反応させて、窒化物等の皮膜を被処理体（基板）上に形成させる方法である。ＡＩＰ法では、この様に大電流のアーク放電を生じさせて金属ターゲットから金属原子を蒸発させるときに、ターゲットの放電面近傍が、局部的に著しく高温（１０００００Ｋ以上）となるため、熱プラズマが形成され、この熱プラズマにより、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）が効率よくイオン化されて（最大で全原子の９０％がイオン化される）、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）の反応が促進されるのである。
【００３６】
また、ＵＢＭＳ法は、スパッタリング法の一種であり、ターゲットに印加する磁場のバランスを意図的に崩して被処理体（基板）へのイオン入射を強めた方法であり、ターゲットから蒸発する金属原子のイオン化率は、上記ＡＩＰ法と比較して数％程度と低いが、ターゲット蒸発面近傍から、基材（試料）近傍に伸びる磁力線にトラップされた電子により、成膜ガス［反応ガス（窒素等）＋アシストガス（Ａｒ等）］のイオン化が促進されて、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）の反応が進みやすくなり、かつ、基材に対して多くのイオンが入射するので、結果としてこの方法でも良好に成膜を行うことができるのである。
【００３７】
本発明では、この様に強いイオン入射を利用した上記ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法を採用することで、Ａｌ原子比が高く、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造の皮膜、即ち、高硬度の皮膜を形成できることを見出した。この様な強いイオン入射は、高Ａｌ領域において準安定構造である岩塩型（立方晶）構造の安定化の役目を担っていると考えられる。
【００３８】
また上記ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法のいずれの方法を採用する場合でも、硬質皮膜の結晶構造は、前記イオンの入射エネルギーを決める被処理体（基板）のバイアス電圧に影響を受ける他、被処理体（基板）温度や、反応ガス圧にも影響を受けるので、Ａｌ原子比が比較的高く、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造である耐摩耗性に優れた硬質皮膜を形成するには、これらの条件を制御すればよいこともわかった。
【００３９】
▲１▼被処理体（基板）バイアス電圧
被処理体（基板）にバイアス電圧を印加することで、被処理体（基板）へのイオン入射が効率よく行われ、Ａｌ原子比の高い皮膜であっても、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮ形成が促進されると考えられる。この様な効果を発揮させるには、前記バイアス電圧を３０Ｖ以上とすることが好ましく、より好ましくは５０Ｖ以上である。
【００４０】
一方、前記バイアス電圧が高すぎると、前記イオンのエネルギーが高くなりすぎて、被処理体（基板）温度が必要以上に上昇したり、イオン化した成膜ガス（反応ガスやアシストガス）によって形成された皮膜がエッチングされる、いわゆる逆スパッタリングが生じて、成膜時間が非常に長くなるので、前記バイアス電圧は２００Ｖ以下に抑えるのがよい。好ましくは１５０Ｖ以下である。
【００４１】
尚、バイアスの電位は、接地電位（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５０Ｖとは、アース電位に対して被処理体（基板）のバイアス電位が−５０Ｖであることを示す。
【００４２】
▲２▼被処理体（基板）温度
被処理体（基板）温度が高すぎる場合にも、六方晶が形成されやすくなることから、成膜時の被処理体（基板）温度は６５０℃以下にするのがよい。上述の通り、形成する硬質皮膜のＡｌ原子比が高くなるほど六方晶が析出し易いので、Ａｌ原子比が０．６以上の皮膜を形成するには、被処理体（基板）温度を６００℃以下とすることが望ましい。より好ましくは５５０℃以下である。
【００４３】
一方、被処理体（基板）温度が低すぎると、形成される硬質皮膜と被処理体（基板）との密着性が低下しやすくなる傾向が認められた。この傾向は被処理体（基板）の種類や用途にもよるが、被処理体（基板）温度が約３００℃未満の場合には、被処理体（基板）の種類や用途に関係なく硬質皮膜と被処理体（基板）の密着性低下が確認され、密着性低下が著しい場合には、成膜直後の剥離も確認された。従って成膜は、被処理体（基板）温度を３００℃以上に保持して行う必要がある。特に、切削工具のような過酷な使用環境下で優れた密着性を発揮する硬質皮膜を形成するには、被処理体（基板）温度を４００℃以上にして成膜することが望ましい。
【００４４】
▲３▼反応ガス圧（反応ガスの全圧または分圧）
前記ＡＩＰ法の場合、反応ガスの分圧または全圧を０．５〜６Ｐａとするのがよい。
【００４５】
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あり、また、反応ガスおよ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（以下、単に「反応ガス圧」ということがある）。
【００４６】
ＡＩＰ法で成膜する場合、反応ガス圧が０．５Ｐａ未満の場合には、形成される皮膜を構成する窒素量または炭素量が減少し、ほぼ軟質な金属成分からなるマクロパーティクル（ターゲットの溶融物：ＭＰｓまたはドロップレットとも示される）が皮膜上に多量に付着して、皮膜の耐摩耗性が劣化するので好ましくない。また、この様な場合、皮膜の表面粗度が大きくなり、皮膜を切削工具に適用した場合に被削材が工具表面に溶着しやすく、切削性能が低下するので好ましくない。そこで本発明では、反応ガス圧を０．５Ｐａ以上（好ましくは１．５Ｐａ以上）にして成膜することとした。
【００４７】
一方、反応ガス圧が高すぎると、ターゲットから蒸発した金属原子が反応ガスと衝突して該金属原子の散乱が著しくなり、成膜速度が低下するため好ましくない。従って本発明では、反応ガス圧を６Ｐａ以下（好ましくは４Ｐａ以下）にして成膜するのがよい。
【００４８】
また、前記ＵＢＭＳ法の場合には、反応ガス圧を０．０５〜２Ｐａとするのがよい。ＵＢＭＳ法の場合は、反応ガス圧が低くても、上記ＡＩＰ法のように表面粗度が大きくなることはないが、反応ガス圧が低くなると、皮膜中の窒素が欠乏する傾向が生じ、所望の皮膜を得ることができないため、反応ガス圧を０．０５Ｐａ以上（好ましくは０．１Ｐａ以上）にすることとした。
【００４９】
一方、反応ガス圧が高すぎると、上記ＡＩＰ法の場合と同様に成膜速度の低下が生じるので、その上限を２Ｐａとした。好ましくは１Ｐａ以下である。
【００５０】
またＡＩＰ法は、上記ＵＢＭＳ法と比較して成膜速度が早いので、切削工具用硬質皮膜の形成方法として既に実用化されているが、大電流のアーク放電を発生させてターゲットから金属原子を蒸発させるときに、ターゲットの放電面で金属原子の蒸発とともにその周囲で局部的な溶解が生じ、溶融金属の液滴が放出される。この液滴が被処理体（基板）に到達して、金属凝固物であるマクロパーティクルが皮膜中に含まれると、形成された皮膜は硬度が低く、表面粗度の大きいものとなる。
【００５１】
特に、低融点金属であるＡｌの含有率が高い本発明の硬質皮膜を、従来のアーク式蒸発源を用いて成膜しようとする場合には、上記マクロパーティクルが形成されやすい。しかし、ＡＩＰ法で成膜を行う場合に、ターゲット表面に磁場を印加し、かつその磁束密度を５ｍＴ以上、好ましくは９ｍＴ以上とすれば、Ａｌを多く含む本発明の皮膜を形成する場合であっても、マクロパーティクルの形成が抑制されることを見出した。磁場を印加する際の形態としては、図１または図２に例示するようなアーク式蒸発源を採用することができ、また、磁場の印加には、永久磁石や電磁コイル等を用いることができる。
【００５２】
また、磁力線がターゲット近傍から被処理体（基板）近傍へ向かうような状態で成膜するのがよいこともわかった。従来のアーク式蒸発源は、図３に示すように、磁場印加用のコイル等がターゲット蒸発面に対し背面位置に設けられているので、磁力線は、ターゲット表面近傍にのみ形成される構造となっていた。この場合、アーク放電中の電子が磁力線にトラップされても、ターゲット近傍にとどまるので、ターゲットから蒸発する金属原子や反応ガス原子と電子との衝突も少なく、イオン化された金属原子や反応ガスの被処理体（基板）への入射も少ない。従って、この様な形態の装置を用いて成膜を行っても、Ａｌ含有率が高く、かつ実質的に岩塩型（立方晶）構造である硬質皮膜を形成するのは困難であった。
【００５３】
これに対し、前記図１，２に示す形態を採用すれば、磁力線は、被処理体（基板）近傍にまで十分到達することから、アーク放電を構成する電子も被処理体（基板）近傍まで誘導される。この場合、該電子がターゲット近傍から被処理体（基板）近傍まで誘導される過程で、ターゲットから蒸発した金属原子や成膜ガスと衝突を繰り返し、これらのイオン化が促進される。従って、被処理体（基板）に到達するイオン数は、従来の蒸発源と比較して格段に多いものとなり、準安定相である岩塩型（立方晶）構造の形成に有利であると考えられる。
【００５４】
＜ターゲットについて＞
本発明の硬質皮膜を形成する方法として、上述の如くＡＩＰ法やＵＢＭＳ法でターゲットを蒸発・イオン化させて、被処理体（基板）上に成膜する方法が有効であるが、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。
【００５５】
まず、ターゲットの相対密度を９２％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。特にＡＩＰ法の場合、大電流を流してターゲット上でアーク放電を生じさせるので、ターゲットの相対密度が低く、空孔などの欠陥が多く存在する場合には、その部分で異常放電が生じる。この様に成膜時に異常放電が生じると、金属成分の蒸発等が十分に行われず、形成される皮膜の組成が不均一で、特性の好ましくないものとなる。また、欠陥が著しい場合には放電が停止するおそれもある。従って、本発明の硬質皮膜の形成には、相対密度が９２％以上のターゲットを使用するのがよく、好ましくは９５％以上、より好ましくは９９％以上のものを使用する。
【００５６】
尚、相対密度が９２％以上のターゲットを得るには、ターゲットの合金組成に応じた製造条件を適宜制御するのがよく、例えばＨＩＰ（Hot Isostatic Pressing）法でターゲットを製造する場合には、温度や圧力を制御することが推奨される。
【００５７】
生産性向上の観点からは、上記Ｔｉ、Ａｌおよび元素Ｍの合金ターゲットを使用することが好ましいが、Ｔｉ、Ａｌまたは元素Ｍの個々の金属ターゲットを、成膜装置内に配置し、ＡＩＰ法で成膜する場合にはアーク電流を調節し、ＵＢＭＳ法で成膜する場合には投入電力を調節することによって、本発明の硬質皮膜を形成することもできる。
【００５８】
ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法といった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成膜する場合には、ターゲットとして、
（Ｔｉ1-x-y，Ａｌx，Ｍy）からなるものであって、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ｘ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ｘ≦０．６７）、
０．０１５≦ｙ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０６とする）
（ｘ，ｙはそれぞれＡｌ、Ｍの原子比を示す。以下同じ）
を満足するものを用いるのがよい。
【００５９】
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。
【００６０】
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る等して良好に成膜されないことがわかった。特に酸素と塩素は、形成される皮膜中に混入しやすく、皮膜の純度が低下することも分かった。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０．０５質量％以下、塩素は０．２質量％以下、Ｃｕは０．０５質量％以下、Ｍｇは０．０３質量％以下に抑えることが推奨される。
【００６１】
＜切削工具について＞
本発明の硬質皮膜は、様々な用途に適用することができるが、例えば、基材が超硬合金製であるエンドミルや、基材がサーメット製であるチップ等の様な、切削工具に適用すれば本発明の硬質皮膜の特性が十分に発揮される。
【００６２】
本発明の硬質皮膜を基材に被覆して切削工具として使用する場合、切削対象が、炭素鋼（Ｓ４５Ｃ、Ｓ５５Ｃ等）、構造用合金鋼（ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等）または金型用鋼（ＳＫＤ１１、ＳＫＤ６１等）の場合に、優れた耐摩耗性を発揮するのは勿論のこと、ＮｉやＣｒの含有量が高いステンレス鋼を切削対象とする場合にも優れた耐摩耗性を発揮する。
【００６３】
ステンレス鋼が被削対象である場合、上記炭素鋼等と比較して溶着しやすい上に、切削中に切り粉が加工硬化して切削工具が摩耗しやすくなることから、硬質皮膜には、より高い耐溶着性と耐摩耗性が求められる。本発明の硬質皮膜は、前記元素Ｍを添加することによって、皮膜の硬度を上昇させたので、ステンレス鋼を切削対象とする場合にも、優れた耐摩耗性が発揮されるのである。また、詳細なメカニズムは明らかでないが、本発明で規定する組成の皮膜を採用すると、切削時の溶着も少なくなることがわかった。
【００６４】
【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。
【００６５】
［実施例１］
まず、硬質皮膜中のＴｉ、Ａｌ、元素Ｍ、ＣおよびＮの各原子比が、耐摩耗性に与える影響について調べた。
【００６６】
硬質皮膜の形成は、組成の異なるＴｉＡｌ合金ターゲットまたはＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｃｒ）を使用し、前記図１に示した構造を有する図４のＡＩＰ装置に、反応ガス（窒素、メタン）を導入して行った。
【００６７】
詳細には次の様にして成膜を行った。まず図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）または白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００６８】
その後、窒素ガスを導入して容器１内の圧力を２．６６Ｐａ、アーク電流を１５０Ａにしてアーク放電を開始し、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。尚、成膜中には、被処理体（基板）Ｗの電位がアース電位に対してマイナス電位となるよう１００Ｖのバイアス電圧を被処理体（基板）Ｗに印加した。成膜中の被処理体（基板）Ｗの温度は５００℃とした。
【００６９】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および皮膜の酸化開始温度を調べた。
【００７０】
皮膜中の金属成分（Ｔｉ、Ａｌ、元素Ｍ）はＥＰＭＡで測定した。なお、皮膜中の不純物元素は、ＥＰＭＡによる定量分析でＯ（酸素）が１ａｔ％以下、Ｃ含有皮膜を形成しないときのＣが２ａｔ％以下のレベルであった。また、皮膜の結晶構造はＸ線回折法で同定した。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：０．２４５Ｎ、保持時間：１５秒の条件で測定した。皮膜の酸化開始温度は、熱天秤を用い、人工乾燥空気中で、白金上に皮膜を形成した試料を室温から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、該温度を酸化開始温度とした。
【００７１】
また超硬合金製ボールエンドミルに皮膜を形成した試料を用い、下記の条件で切削試験を実施し、皮膜の耐摩耗性を評価した。耐摩耗性の評価は、側面部（境界部）の逃げ面摩耗幅で評価した。これらの結果を表２および表３に示す。
【００７２】
［切削試験条件］
被削材：ＳＫＤ６１（ＨＲＣ５０）
切削速度：２２０ｍ／分（７０００ｒｐｍ）
刃送り：０．０６ｍｍ／刃（８４０ｍｍ／分）
軸切り込み：５．０ｍｍ
径方向切り込み：０．６ｍｍ
切削長：５０ｍ
その他の条件：ダウンカット、エアブロー
【００７３】
【表２】
【００７４】
表２は、硬質皮膜中のＴｉ、Ａｌ、元素Ｍの各原子比が耐摩耗性に与える影響について調べた結果であり、表２から次の様に考察することができる。
【００７５】
Ｎｏ．７〜９、１１〜１５、１７、１９、２０の皮膜は、本発明で規定する成分組成を満たしているので、皮膜の硬度および酸化開始温度が高く、耐摩耗性に優れたものとなっている。これに対し、Ｎｏ．１〜６、１０、１６、１８の皮膜は、本発明で規定する要件を満たしていないので、耐摩耗性に劣るものとなった。詳細には、Ｎｏ．１〜３の皮膜は元素Ｍが添加されておらず、Ｎｏ．４、６の皮膜はＡｌ含有率が小さく、Ｎｏ．５の皮膜はＡｌ含有率が高すぎること、また、Ｎｏ．１０の皮膜は元素Ｍの含有率が小さく、Ｎｏ．１６の皮膜は元素Ｍの含有率が高すぎであり、Ｎｏ．１８の皮膜はＡｌ含有率がやや高めであるため、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００７６】
【表３】
【００７７】
また表３は、硬質皮膜中のＣ、Ｎの各原子比が耐摩耗性に与える影響について調べた結果であり、表３から次の様に考察することができる。Ｎｏ．４〜７の皮膜は、Ｃ、Ｎの各原子比が本発明の規定範囲内にあるので、皮膜の硬度および酸化開始温度が高く、耐摩耗性に優れていることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１〜３の皮膜は、Ｃ、Ｎの各原子比が本発明の要件を満たしていないため、硬度および酸化開始温度が低く、耐摩耗性に劣っていることがわかる。
【００７８】
［実施例２］
次に、成膜条件［被処理体（基板）のバイアス電圧、被処理体（基板）温度、反応ガス圧］が、形成される硬質皮膜の耐摩耗性に及ぼす影響を調べた。
【００７９】
硬質皮膜の形成は、ＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ）を用い、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に、反応ガス（窒素、メタン）を導入して行った。
【００８０】
詳細には次の様にして成膜した。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）、又は白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後に、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。成膜時には、表４に示すように被処理体（基板）のバイアス電圧、被処理体（基板）温度および反応ガス圧を変化させて、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。
【００８１】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、皮膜の耐摩耗性を前記実施例１と同様にして評価した。これらの結果を表４に示す。
【００８２】
【表４】
【００８３】
表４より次のように考察することができる。Ｎｏ．２〜５、８〜１１、１４〜１７は、本発明で規定する条件で成膜したので、耐摩耗性に優れた皮膜を得ることができた。これに対し、Ｎｏ．１、６、７、１２、１３、１８は、本発明の規定を外れる条件で成膜したので、得られた皮膜は耐摩耗性に劣るものとなった。即ち、Ｎｏ．１では被処理体（基板）バイアス電圧が低すぎること、Ｎｏ．６では被処理体（基板）バイアス電圧が高すぎること、Ｎｏ．７では被処理体（基板）温度が低すぎること、またＮｏ．１２では被処理体（基板）温度が高すぎること、Ｎｏ．１３では反応ガス圧が低すぎること、Ｎｏ．１８では反応ガス圧が高すぎることが原因で、形成された皮膜は、実質的に岩塩型（立方晶）構造からなるものでないか、十分な膜厚を確保できない等の不具合が生じ、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００８４】
［実施例３］
成膜時に形成される磁力線の配置の相違が、得られる硬質皮膜の耐摩耗性に及ぼす影響について調べた。
【００８５】
ＴｉＡｌＭ合金ターゲット（元素Ｍ＝Ｎｂ）を用い、前記図１（本発明の蒸発源）または図３（従来の蒸発源）の構造を有する図４のＡＩＰ装置（ただし図４は、前記図１の構造を有する場合のみ示している）に、反応ガス（窒素）を導入して硬質皮膜を形成した。尚、前記図１に示すアーク式蒸発源のターゲット表面の磁束密度は、約１０ｍＴであり、図３に示すアーク式蒸発源のターゲット表面の磁束密度は、約１ｍＴであった。
【００８６】
詳細には次の様にして成膜を行った。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）、又は白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で、被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００８７】
成膜は、被処理体（基板）バイアス電圧を１００Ｖ、被処理体（基板）温度を５００℃、成膜時の窒素圧力を２．６６Ｐａにして行い、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。
【００８８】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、皮膜の表面粗度を調べた。更に、皮膜の耐摩耗性を前記実施例１と同様の方法で評価した。これらの結果を表５に示す。
【００８９】
【表５】
【００９０】
表５から次のように考察することができる。Ｎｏ．１〜４では、前記図１に略示する構造の成膜装置を用い、磁力線がターゲット表面近傍から被処理体（基板）近傍まで及ぶ状態で成膜を行ったので、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造であり、表面粗度が小さく、耐摩耗性に優れた硬質皮膜を得ることができた。尚、Ｎｏ．５は、本発明で規定する磁力線の配置を構成する装置を用いて成膜したが、皮膜の成分組成が本発明範囲を外れるため、得られた皮膜は耐摩耗性に劣るものとなった。
【００９１】
またＮｏ．６〜１０は、磁力線がターゲット表面近傍にとどまり、被処理体（基板）近傍まで及ばない従来の装置を用いて成膜した（Ｎｏ．１０は、形成した皮膜の金属成分組成も本発明範囲を外れている）ので、得られた皮膜は六方晶が析出しているか表面粗度が大きく、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００９２】
［実施例４］
金属成分組成の異なる硬質皮膜を各々形成した試料を用い、ステンレス鋼を被削対象とする切削試験を行った。
【００９３】
硬質皮膜の形成は、各々組成の異なるＴｉＡｌ合金ターゲットまたはＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｃｒ）を使用し、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に反応ガス（窒素）を導入して行った。
【００９４】
詳細には次の様にして成膜を行った。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして切削試験用の超硬合金製（型式ＣＮＭＧ４３２）チップを設置して容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００９５】
その後、窒素ガスを導入して容器１内の圧力を２．６６Ｐａとし、アーク電流を１５０Ａとして、アーク放電を開始し、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。なお、成膜中にアース電位に対して被処理体（基板）Ｗがマイナス電位となるよう１００Ｖのバイアス電圧を被処理体（基板）Ｗに印加した。成膜中の被処理体（基板）温度は５００℃とした。
【００９６】
この様にして得られた硬質皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、硬質皮膜を形成したチップを用い、下記の条件で、ステンレス鋼を切削する試験を行った。これらの結果を表６に示す。
【００９７】
［切削試験条件］
切削形態：旋削試験
被削材：ＳＵＳ３１６Ｌ
切削速度：２７０ｍ／分
送り：０．１ｍｍ／回転
深さ切り込み：１．５ｍｍ
切削長：切削不能になるまで
その他の条件：エマルジョン湿式切削
【００９８】
【表６】
【００９９】
表６より次のように考察することができる。Ｎｏ．７〜９、１１〜１５、１７、１９、２０は、本発明の硬質皮膜を形成した試料で試験を行ったので、切削時間が２０分以上と長く、耐摩耗性に優れていることがわかる。
【０１００】
これに対し、Ｎｏ．１〜６、１０、１６、１８は、被覆した皮膜が本発明の規定を満たしていないため、耐摩耗性に劣る結果となった。詳細には、Ｎｏ．１〜３の皮膜は元素Ｍが添加されていないこと、Ｎｏ．４、６の皮膜はＡｌ含有率が小さいこと、Ｎｏ．５の皮膜はＡｌ含有率が高すぎること、また、Ｎｏ．１０の皮膜は元素Ｍの含有率が小さいこと、Ｎｏ．１６の皮膜は元素Ｍの含有率が高すぎること、Ｎｏ．１８の皮膜はＡｌ含有率が高すぎることが原因で、切削試験における切削時間は２０分未満と短く、耐摩耗性に劣る結果となった。
【０１０１】
［実施例５］
硬質皮膜形成用ターゲットの相対密度が、放電状態および得られる硬質皮膜の特性に及ぼす影響を調べた。
【０１０２】
各々組成の異なるＴｉＡｌＭターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ）を作製するに当たり、それぞれ１００メッシュ以下のＴｉ粉末、Ａｌ粉末、および元素Ｍの粉末を所定量混合し、条件を種々変化させてＨＩＰ処理または常圧焼結処理を行い、表７に示す各成分組成のターゲットを作製した。
【０１０３】
得られたターゲットの成分組成はＩＣＰ−ＭＳで測定した。また、直径１００ｍｍの円盤状に形成したターゲットを、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に取り付けて成膜を行い、成膜時の放電状態を調べた。得られた皮膜の表面粗度を調べ、また、皮膜のビッカース硬度を前記実施例１と同様にして調べた。尚、ターゲットの相対密度は、アルキメデス法を用いＴｉ、Ａｌ、元素Ｍの混合物の理論密度から算出した。これらの結果を表７に示す。
【０１０４】
【表７】
【０１０５】
表７より次の様に考察することができる。Ｎｏ．３〜８は、本発明の要件を満たす相対密度の高いターゲットであるので、放電状態は中断等が生じず良好であり、得られる硬質皮膜も表面粗度が小さく、かつ高硬度のものが得られた。
【０１０６】
これに対し、Ｎｏ．１、２のターゲットは、本発明の規定を外れる相対密度の小さいものなので、成膜時の放電状態が悪く、得られた硬質皮膜は、表面粗度が高くかつ硬度の小さいものとなった。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、本発明で規定する元素Ｍを添加し、かつＡｌ量と該元素Ｍを本発明の如く制御することによって、従来の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、高温下で使用される熱間加工用金型等の長寿命化を図ることができる他、特にステンレス鋼の切削に有用なチップ、ドリル、エンドミルなど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】本発明の実施に供するアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図２】本発明の実施に供する別のアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図３】従来のアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図４】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。
【符号の説明】
１ 真空容器
２ 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）
１１ 排気口
１２ ガス供給口
１３ 磁力線
Ｗ 被処理体（基板）
Ｓ ターゲットの蒸発面
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具等の耐摩耗性を飛躍的に向上させることのできる硬質皮膜とその製造方法、並びに該硬質皮膜の製造に用いられるターゲット、更には該硬質皮膜を形成した切削工具に関するものである。尚、本発明の硬質皮膜は、超硬合金、サーメットまたは高速度工具鋼等を基材とする、エンドミル、ドリル、チップまたはホブ等の歯切り工具や、打ち抜きパンチ、スリッターカッター、押し出しダイス、鍛造ダイス等を含む塑性加工用治具等に適用できるが、以下では、代表的な用途例として切削工具に用いる場合を主体にして説明する。
【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の複合窒化皮膜は、優れた耐摩耗性を示すことから、前記チタン単独の窒化物や炭化物、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おり、下記組成のＴｉとＡｌの複合炭窒化皮膜（以下、ＴｉＡｌＣＮ膜と示すことがある）が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
（Ｔｉ1-x，Ａｌx）（Ｃ1-yＮy）
０．５６≦ｘ≦０．７５、
０．６≦ｙ≦１
【０００５】
岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮは高温高圧相であるため、高硬度を有していると予想される。しかしながら岩塩型（立方晶）構造の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採用したとしても、通常は、もともと安定相である軟質な六方晶ウルツ鉱型のＡｌＮしか生成せず、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮを得ることができない。しかし、ＴｉＮは岩塩型（立方晶）構造であり、かつ岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮと格子定数が近似しているため、ＴｉとＡｌを金属成分とする窒化物を成膜すれば、常温常圧や高温低圧条件下でも、岩塩型（立方晶）構造のＴｉＮのＴｉのサイトにＡｌが置換して入り、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮを形成するので、皮膜の高硬度化が可能となる。
【０００６】
また、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮとＴｉＮの格子定数の違い（ＡｌＮの格子定数：４．１２Å、ＴｉＮの格子定数：４．２４Å）による格子の歪みを利用することによっても、皮膜の高硬度化を図ることができる。更に、ＴｉＮよりも耐酸化性に優れたＡｌＮを形成することで、高温での切削にも耐え得る優れた耐酸化性を実現できる。
【０００７】
しかしながら、ＴｉＡｌＮ中のＡｌＮ含有率が高くなると、ＴｉＮとＡｌＮとの格子長さの違いに起因して、皮膜の結晶構造が岩塩構造から軟質な六方晶へ転移しやすくなるので、Ａｌ含有率を増加させて硬度を高めるにしても限界があり、硬度と耐酸化性を共に高めて、耐摩耗性を更に向上させることは難しい。
【０００８】
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いることから、更に優れた耐摩耗性を発揮する硬質皮膜を得るべく、下記の様にＴｉとＡｌに加えて第３元素を添加した皮膜が提案されている。
【０００９】
その様な皮膜として、第３元素がＮｂである皮膜であって、成分組成が、
（ＴｉxＮｂyＡｌz）（Ｃ1-aＮa）であり、
０＜ｘ＜０．６、
０．０５≦ｙ≦０．７５、
０．１≦ｚ≦０．６５、
０．６≦ａ≦１、
ｘ＋ｙ＋ｚ＝１
を満たすものが提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
【００１０】
しかしながら、高硬度化を図るべく上記皮膜のＡｌ含有率を高くし、かつ第３元素としてＮｂを上記範囲内で添加すると、軟質な六方晶が析出しやすくなるため、上記範囲内でＮｂ添加を行うには、Ａｌの添加量を抑制せざるを得ず、結果として十分な高硬度化を図ることができない。
【００１１】
また皮膜の結晶配向について下記の通り制御することで、硬質皮膜の高硬度化を図る技術も開示されている。
【００１２】
（２００）結晶面のピーク高さをｈ（２００）とし、
（１１１）結晶面のピーク高さをｈ（１１１）としたとき、
ｈ（２００）／ｈ（１１１）≧４．０を満たし、
（２００）結晶面のピークの半値幅をｄ（２００）とし、
（１１１）結晶面のピークの半値幅をｄ（１１１）としたとき、
１．５≧ｄ（２００）／ｄ（１１１）≧０．８
そしてこの様な要件を満たす具体的な皮膜として、第３元素（Ｍ）が４ａ、５ａ、６ａ族元素、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂの中の少なくとも１種である下記組成の複合硬質膜が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。
（Ｔｉa，Ａｌb，Ｍ1-a-b）（Ｃx，Ｎy，Ｏz）w
０．８≧ａ≧０．４、
０．６＞ｂ＞０．２、
ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、
０．５≧ｘ≧０、
１≧ｙ≧０．５、
０．５≧ｚ≧０、
１．０５≧ｗ≧０．７
また、Ｔｉ、Ａｌおよび元素Ｍ（Ｍ：Ｈｆ、Ｚｒの１種または２種）の複合窒化物、複合炭化物、複合ホウ化物、複合炭窒化物、複合ホウ窒化物、複合炭ホウ化物または複合炭窒ホウ化物よりなり、該Ｔｉ、ＡｌおよびＭの組成が、下記式（１）で示される組成の硬質皮膜が提案されている（例えば、特許文献４参照。）。しかし、高硬度化を図るにあたっては、Ａｌ含有率や第３元素として添加する元素Ｍの含有率をより厳密にコントロールする必要がある。
【００１３】
Ｔｉ1-(x+y)ＭxＡｌy …（１）
［上記式（１）中、０＜ｘ≦０．８、０＜ｙ≦０．８、ｘ＋ｙ＜１であり、ＭはＨｆ、Ｚｒの１種または２種］
【００１４】
【特許文献１】
特許第２６４４７１０号公報 （第１頁）
【特許文献２】
特開平１１−３０２８３１号公報 （第１頁）
【特許文献３】
特開平２００１−２３４３２８号公報 （第２頁）
【特許文献４】
特開平９−１０４９６６号公報 （第１頁）
【００１５】
【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、ＴｉＡｌＮよりも耐摩耗性に優れた硬質皮膜と、この様な硬質皮膜を得るための有用な製造方法、および本発明の硬質皮膜を効率よく得ることのできるターゲット、更には該硬質皮膜を形成した、特にステンレス鋼を被削対象とする切削工具を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る硬質皮膜とは、
（Ｔｉ1-a-b，Ａｌa，Ｍb）（Ｃ1-cＮc）からなる硬質皮膜であって、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ａ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ａ≦０．６７）、
０．０１５≦ｂ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０６とする）、
０．５≦ｃ≦１
（ａ、ｂ、ｃは、それぞれＡｌ、Ｍ、Ｎの各原子比を示す。以下同じ）であるところに特徴を有するものである。
【００１７】
本発明は、この様な硬質皮膜を製造する方法も規定するものであって、その方法とは、カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）またはアンバランスドマグネトロンスパッタリング法（ＵＢＭＳ法）を用い、
被処理体（基板）バイアス電圧：３０〜２００Ｖ、
被処理体（基板）温度：３００〜６５０℃、
反応ガスの全圧または分圧：ＡＩＰ法では０．５〜６Ｐａ、
ＵＢＭＳ法では０．０５〜２Ｐａ
の条件で成膜するところに特徴を有し、成膜方法として、前記カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）を採用する場合には、ターゲット表面の磁束密度を５ｍＴ以上とし、かつ、磁力線がターゲット表面近傍から被処理体（基板）近傍に向かう状態で成膜を行うことが好ましい。
【００１８】
また本発明は、硬質皮膜を製造する際に用いる硬質皮膜形成用ターゲットも規定するものであり、該ターゲットは、相対密度が９２％以上であり、その組成が、（Ｔｉ1-x-y，Ａｌx，Ｍy）からなり、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ｘ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ｘ≦０．６７）、
０．０１５≦ｙ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０６とする）
（ｘ，ｙはそれぞれＡｌ、Ｍの原子比を示す。以下同じ）
であるところに特徴を有している。
【００１９】
更に本発明は、上記硬質皮膜が形成された、ステンレス鋼を被削対象とする切削工具も含むものである。
【００２０】
【発明の実施の形態】
＜硬質皮膜について＞
本発明者らは、前述した様な状況の下で、既に実用化されている前記組成のＴｉＡｌＣＮ膜を基に、より耐摩耗性に優れた硬質皮膜を得るべく様々な角度から検討を行った。その結果、
▲１▼Ａｌ原子比を可能な限り高くしつつ、
▲２▼ＴｉＮやＡｌＮとの格子定数の差が大きい窒化物を形成する元素Ｍとして、Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を、皮膜の結晶構造が、岩塩型（立方晶）構造から軟質な六方晶へ転移しない範囲内で添加すれば、格子歪みの誘起により皮膜の更なる高硬度化を図ることができ、かつ、切削中の温度上昇により形成される酸化皮膜の緻密化が進んで、耐酸化性も向上できることを見出し、本発明に想到した。以下、本発明の硬質皮膜を規定した理由について詳述する。
【００２１】
まず本発明の硬質皮膜は、Ａｌ原子比（ａ）が０．５〜０．６７であることを前提とする。上述の通り、Ａｌの添加は、岩塩型（立方晶）ＡｌＮの形成による高硬度化および耐酸化性向上を図るのに重要だからであり、所望の硬度を得るには、Ａｌ原子比（ａ）を０．５以上（後述する元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５以上）とする必要がある。更なる高硬度化を図るには、Ａｌ原子比（ａ）を０．５５以上とするのがより好ましく、更に好ましくは０．６以上である。
【００２２】
一方、Ａｌ原子比が過剰になると、六方晶が析出しやすく皮膜が軟質化するので、Ａｌ原子比（ａ）の上限は０．６７とする。好ましくは０．６５以下である。尚、Ａｌ含有率が上限近傍の皮膜であって、実質的に岩塩型（立方晶）構造からなる皮膜を形成するには、製造条件等の制御が必要となるが、Ａｌ原子比を０．６３以下とすれば、該条件等に左右されることなく、岩塩型（立方晶）構造の硬質皮膜を確実に形成することができる。
【００２３】
本発明では、Ｔｉ、Ａｌに加える第３番目の元素（Ｍ）として、岩塩型（立方晶）構造のＴｉＮ（格子定数：４．２４Å）や、ＡｌＮ（格子定数：４．１２Å）と異なる格子定数を有する窒化物を形成する、Ｔａ（ＴａＮの格子定数：４．３３Å）、Ｎｂ（ＮｂＮの格子定数：４．３９Å）、Ｈｆ（ＨｆＮの格子定数：４．５２Å）、Ｃｒ（ＣｒＮの格子定数：４．１４Å）を選定した。
【００２４】
表１は、上記元素Ｍの窒化物とＴｉＮまたはＡｌＮとの格子定数のミスマッチ率：
［(元素Ｍの窒化物の格子定数)−(ＴｉＮまたはＡｌＮの格子定数)］／（ＴｉＮまたはＡｌＮの格子定数）を示したものである。
【００２５】
【表１】
表１より、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆの窒化物は、いずれもＴｉＮやＡｌＮよりも２％以上大きい格子定数を有しており、また、Ｃｒの窒化物はＴｉＮよりも２％以上小さい格子定数を有していることがわかる。この様に格子定数の異なる窒化物が形成されて皮膜中に格子歪みが生ずることで、皮膜の高硬度化を達成できるのである。
【００２７】
上記効果を達成させるには、元素Ｍの原子比（ｂ）を０．０１５以上、より好ましくは０．０３以上とする必要がある。
【００２８】
しかし、上記元素Ｍは、上記の通りＴｉＮまたはＡｌＮと、格子定数の大きく異なる窒化物を形成することから、多量に添加すると、かえって六方晶が析出し易くなり、岩塩型（立方晶）構造の硬質皮膜を得ることができない。従って、元素Ｍの原子比（ｂ）は０．１以下とするのがよい。特に元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０５未満とし、Ｃｒのみの場合は０．０６未満とするのがよい。また、Ａｌの原子比が０．６以上と高くなると、元素Ｍにいずれの元素を選択しても六方晶が析出しやすくなるので、この場合は、元素Ｍを原子比で０．０７以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０５未満とするのがよい。
【００２９】
また、上記元素Ｍの中でも、特にＨｆが、ＡｌＮと格子定数差の大きい窒化物を形成するので、元素ＭがＨｆのみであり、かつＡｌ原子比が０．６以上と高い場合には、六方晶がより一層析出しやすくなる。従ってＡｌ原子比が０．６以上の場合には、元素ＭがＮｂ、ＴａおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上を添加するのがよい。
【００３０】
皮膜中のＴｉ含有率は、上記ＡｌとＭの原子比によって決まるが、Ｔｉ含有率が多くなると相対的にＡｌ含有率が小さくなり、Ａｌ添加による高硬度化を図るのが困難となる。従って、Ｔｉの原子比は０．４５以下とすることが望ましく、Ａｌを原子比で０．５５以上存在させる場合には、Ｔｉの原子比を０．４以下に抑えるのがより好ましい。一方、Ｔｉ含有率が小さすぎると、相対的にＡｌが過剰となり六方晶が析出しやすくなるので、Ｔｉは原子比で０．２５以上とするのが望ましい。
【００３１】
Ｃ、Ｎの含有率を規定した理由は次の通りである。即ち、皮膜中にＣを添加し、高硬度の炭化物（ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＨｆＣ等）を析出させて皮膜の硬度を高める場合には、Ｃを存在させることが望ましく、この観点から、Ｃの原子比（１−ｄ）は、（Ｔｉ＋元素Ｍ）の添加量と同程度とするのがよい。しかしながら、Ｃを過剰に添加すると、化学的に不安定なＡｌの炭化物を過度に析出させることになり、耐酸化性が劣化し易くなる。従って、Ｃの原子比（１−ｄ）は０．５以下、即ち、Ｎの原子比ｄを０．５以上とするのがよい。ｄは、Ａｌ量が０．６以上の場合には０．６以上とするのがよく、より好ましくは０．８以上であり、ｄ＝１の場合を最も好ましい形態とする。
【００３２】
本発明の硬質皮膜には、これらの組成を満たす硬質皮膜が基材上に単層として形成されるものの他、上記規定の組成を満足するものであって、組成の異なる複数の硬質皮膜が２層以上形成されたものも含まれる。更に、従来より使用されているＴｉＮやＴｉＡｌＮ等の硬質皮膜を、用途により適宜積層させてもよい。また、基材と硬質皮膜の高い密着性が要求される場合には、基材と本発明の硬質皮膜の間に、Ｔｉおよび／またはＣｒの金属層または合金層を中間層として形成させてもよい。
【００３３】
尚、前記硬質皮膜は、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、１〜５μｍ程度とすることが望ましい。薄すぎると良好な耐摩耗性が発揮されず、一方、厚すぎると切削中に皮膜の欠損や剥離が発生するからである。より好ましい膜厚は３〜４μｍ程度である。
【００３４】
＜硬質皮膜の製造方法について＞
Ａｌの原子比が大きくなると六方晶が析出し易くなるので、実質的に岩塩型（立方晶）構造を主体とする硬質皮膜を形成するには、成膜条件をコントロールする必要がある。本発明では、Ａｌの原子比が大きくても結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造である硬質皮膜を形成する方法として、カソード放電型アークイオンプレーティング法（以下、ＡＩＰ法という）、またはアンバランスドマグネトロンスパッタリング法（以下、ＵＢＭＳ法という）が大変有効であることがわかった。上記方法が有効である理由を以下に述べる。
【００３５】
ＡＩＰ法は、真空中に大電流（数十〜数百アンペア）が流れるアーク放電を生じさせて、金属（合金）ターゲットから金属原子を蒸発させた後、容器内に導入された反応ガス（窒素ガス等）と反応させて、窒化物等の皮膜を被処理体（基板）上に形成させる方法である。ＡＩＰ法では、この様に大電流のアーク放電を生じさせて金属ターゲットから金属原子を蒸発させるときに、ターゲットの放電面近傍が、局部的に著しく高温（１０００００Ｋ以上）となるため、熱プラズマが形成され、この熱プラズマにより、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）が効率よくイオン化されて（最大で全原子の９０％がイオン化される）、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）の反応が促進されるのである。
【００３６】
また、ＵＢＭＳ法は、スパッタリング法の一種であり、ターゲットに印加する磁場のバランスを意図的に崩して被処理体（基板）へのイオン入射を強めた方法であり、ターゲットから蒸発する金属原子のイオン化率は、上記ＡＩＰ法と比較して数％程度と低いが、ターゲット蒸発面近傍から、基材（試料）近傍に伸びる磁力線にトラップされた電子により、成膜ガス［反応ガス（窒素等）＋アシストガス（Ａｒ等）］のイオン化が促進されて、金属原子と反応ガス（窒素ガス等）の反応が進みやすくなり、かつ、基材に対して多くのイオンが入射するので、結果としてこの方法でも良好に成膜を行うことができるのである。
【００３７】
本発明では、この様に強いイオン入射を利用した上記ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法を採用することで、Ａｌ原子比が高く、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造の皮膜、即ち、高硬度の皮膜を形成できることを見出した。この様な強いイオン入射は、高Ａｌ領域において準安定構造である岩塩型（立方晶）構造の安定化の役目を担っていると考えられる。
【００３８】
また上記ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法のいずれの方法を採用する場合でも、硬質皮膜の結晶構造は、前記イオンの入射エネルギーを決める被処理体（基板）のバイアス電圧に影響を受ける他、被処理体（基板）温度や、反応ガス圧にも影響を受けるので、Ａｌ原子比が比較的高く、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造である耐摩耗性に優れた硬質皮膜を形成するには、これらの条件を制御すればよいこともわかった。
【００３９】
▲１▼被処理体（基板）バイアス電圧
被処理体（基板）にバイアス電圧を印加することで、被処理体（基板）へのイオン入射が効率よく行われ、Ａｌ原子比の高い皮膜であっても、岩塩型（立方晶）構造のＡｌＮ形成が促進されると考えられる。この様な効果を発揮させるには、前記バイアス電圧を３０Ｖ以上とすることが好ましく、より好ましくは５０Ｖ以上である。
【００４０】
一方、前記バイアス電圧が高すぎると、前記イオンのエネルギーが高くなりすぎて、被処理体（基板）温度が必要以上に上昇したり、イオン化した成膜ガス（反応ガスやアシストガス）によって形成された皮膜がエッチングされる、いわゆる逆スパッタリングが生じて、成膜時間が非常に長くなるので、前記バイアス電圧は２００Ｖ以下に抑えるのがよい。好ましくは１５０Ｖ以下である。
【００４１】
尚、バイアスの電位は、接地電位（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５０Ｖとは、アース電位に対して被処理体（基板）のバイアス電位が−５０Ｖであることを示す。
【００４２】
▲２▼被処理体（基板）温度
被処理体（基板）温度が高すぎる場合にも、六方晶が形成されやすくなることから、成膜時の被処理体（基板）温度は６５０℃以下にするのがよい。上述の通り、形成する硬質皮膜のＡｌ原子比が高くなるほど六方晶が析出し易いので、Ａｌ原子比が０．６以上の皮膜を形成するには、被処理体（基板）温度を６００℃以下とすることが望ましい。より好ましくは５５０℃以下である。
【００４３】
一方、被処理体（基板）温度が低すぎると、形成される硬質皮膜と被処理体（基板）との密着性が低下しやすくなる傾向が認められた。この傾向は被処理体（基板）の種類や用途にもよるが、被処理体（基板）温度が約３００℃未満の場合には、被処理体（基板）の種類や用途に関係なく硬質皮膜と被処理体（基板）の密着性低下が確認され、密着性低下が著しい場合には、成膜直後の剥離も確認された。従って成膜は、被処理体（基板）温度を３００℃以上に保持して行う必要がある。特に、切削工具のような過酷な使用環境下で優れた密着性を発揮する硬質皮膜を形成するには、被処理体（基板）温度を４００℃以上にして成膜することが望ましい。
【００４４】
▲３▼反応ガス圧（反応ガスの全圧または分圧）
前記ＡＩＰ法の場合、反応ガスの分圧または全圧を０．５〜６Ｐａとするのがよい。
【００４５】
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あり、また、反応ガスおよ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（以下、単に「反応ガス圧」ということがある）。
【００４６】
ＡＩＰ法で成膜する場合、反応ガス圧が０．５Ｐａ未満の場合には、形成される皮膜を構成する窒素量または炭素量が減少し、ほぼ軟質な金属成分からなるマクロパーティクル（ターゲットの溶融物：ＭＰｓまたはドロップレットとも示される）が皮膜上に多量に付着して、皮膜の耐摩耗性が劣化するので好ましくない。また、この様な場合、皮膜の表面粗度が大きくなり、皮膜を切削工具に適用した場合に被削材が工具表面に溶着しやすく、切削性能が低下するので好ましくない。そこで本発明では、反応ガス圧を０．５Ｐａ以上（好ましくは１．５Ｐａ以上）にして成膜することとした。
【００４７】
一方、反応ガス圧が高すぎると、ターゲットから蒸発した金属原子が反応ガスと衝突して該金属原子の散乱が著しくなり、成膜速度が低下するため好ましくない。従って本発明では、反応ガス圧を６Ｐａ以下（好ましくは４Ｐａ以下）にして成膜するのがよい。
【００４８】
また、前記ＵＢＭＳ法の場合には、反応ガス圧を０．０５〜２Ｐａとするのがよい。ＵＢＭＳ法の場合は、反応ガス圧が低くても、上記ＡＩＰ法のように表面粗度が大きくなることはないが、反応ガス圧が低くなると、皮膜中の窒素が欠乏する傾向が生じ、所望の皮膜を得ることができないため、反応ガス圧を０．０５Ｐａ以上（好ましくは０．１Ｐａ以上）にすることとした。
【００４９】
一方、反応ガス圧が高すぎると、上記ＡＩＰ法の場合と同様に成膜速度の低下が生じるので、その上限を２Ｐａとした。好ましくは１Ｐａ以下である。
【００５０】
またＡＩＰ法は、上記ＵＢＭＳ法と比較して成膜速度が早いので、切削工具用硬質皮膜の形成方法として既に実用化されているが、大電流のアーク放電を発生させてターゲットから金属原子を蒸発させるときに、ターゲットの放電面で金属原子の蒸発とともにその周囲で局部的な溶解が生じ、溶融金属の液滴が放出される。この液滴が被処理体（基板）に到達して、金属凝固物であるマクロパーティクルが皮膜中に含まれると、形成された皮膜は硬度が低く、表面粗度の大きいものとなる。
【００５１】
特に、低融点金属であるＡｌの含有率が高い本発明の硬質皮膜を、従来のアーク式蒸発源を用いて成膜しようとする場合には、上記マクロパーティクルが形成されやすい。しかし、ＡＩＰ法で成膜を行う場合に、ターゲット表面に磁場を印加し、かつその磁束密度を５ｍＴ以上、好ましくは９ｍＴ以上とすれば、Ａｌを多く含む本発明の皮膜を形成する場合であっても、マクロパーティクルの形成が抑制されることを見出した。磁場を印加する際の形態としては、図１または図２に例示するようなアーク式蒸発源を採用することができ、また、磁場の印加には、永久磁石や電磁コイル等を用いることができる。
【００５２】
また、磁力線がターゲット近傍から被処理体（基板）近傍へ向かうような状態で成膜するのがよいこともわかった。従来のアーク式蒸発源は、図３に示すように、磁場印加用のコイル等がターゲット蒸発面に対し背面位置に設けられているので、磁力線は、ターゲット表面近傍にのみ形成される構造となっていた。この場合、アーク放電中の電子が磁力線にトラップされても、ターゲット近傍にとどまるので、ターゲットから蒸発する金属原子や反応ガス原子と電子との衝突も少なく、イオン化された金属原子や反応ガスの被処理体（基板）への入射も少ない。従って、この様な形態の装置を用いて成膜を行っても、Ａｌ含有率が高く、かつ実質的に岩塩型（立方晶）構造である硬質皮膜を形成するのは困難であった。
【００５３】
これに対し、前記図１，２に示す形態を採用すれば、磁力線は、被処理体（基板）近傍にまで十分到達することから、アーク放電を構成する電子も被処理体（基板）近傍まで誘導される。この場合、該電子がターゲット近傍から被処理体（基板）近傍まで誘導される過程で、ターゲットから蒸発した金属原子や成膜ガスと衝突を繰り返し、これらのイオン化が促進される。従って、被処理体（基板）に到達するイオン数は、従来の蒸発源と比較して格段に多いものとなり、準安定相である岩塩型（立方晶）構造の形成に有利であると考えられる。
【００５４】
＜ターゲットについて＞
本発明の硬質皮膜を形成する方法として、上述の如くＡＩＰ法やＵＢＭＳ法でターゲットを蒸発・イオン化させて、被処理体（基板）上に成膜する方法が有効であるが、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。
【００５５】
まず、ターゲットの相対密度を９２％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。特にＡＩＰ法の場合、大電流を流してターゲット上でアーク放電を生じさせるので、ターゲットの相対密度が低く、空孔などの欠陥が多く存在する場合には、その部分で異常放電が生じる。この様に成膜時に異常放電が生じると、金属成分の蒸発等が十分に行われず、形成される皮膜の組成が不均一で、特性の好ましくないものとなる。また、欠陥が著しい場合には放電が停止するおそれもある。従って、本発明の硬質皮膜の形成には、相対密度が９２％以上のターゲットを使用するのがよく、好ましくは９５％以上、より好ましくは９９％以上のものを使用する。
【００５６】
尚、相対密度が９２％以上のターゲットを得るには、ターゲットの合金組成に応じた製造条件を適宜制御するのがよく、例えばＨＩＰ（Hot Isostatic Pressing）法でターゲットを製造する場合には、温度や圧力を制御することが推奨される。
【００５７】
生産性向上の観点からは、上記Ｔｉ、Ａｌおよび元素Ｍの合金ターゲットを使用することが好ましいが、Ｔｉ、Ａｌまたは元素Ｍの個々の金属ターゲットを、成膜装置内に配置し、ＡＩＰ法で成膜する場合にはアーク電流を調節し、ＵＢＭＳ法で成膜する場合には投入電力を調節することによって、本発明の硬質皮膜を形成することもできる。
【００５８】
ＡＩＰ法やＵＢＭＳ法といった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成膜する場合には、ターゲットとして、
（Ｔｉ1-x-y，Ａｌx，Ｍy）からなるものであって、
Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｒよりなる群から選択される１種以上、
０．５≦ｘ≦０．６７
（但し、前記元素ＭがＨｆのみの場合は、０．５５≦ｘ≦０．６７）、
０．０１５≦ｙ≦０．１
（但し、
前記元素ＭがＮｂのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０５とし、
前記元素ＭがＣｒのみの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０６とする）
（ｘ，ｙはそれぞれＡｌ、Ｍの原子比を示す。以下同じ）
を満足するものを用いるのがよい。
【００５９】
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。
【００６０】
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る等して良好に成膜されないことがわかった。特に酸素と塩素は、形成される皮膜中に混入しやすく、皮膜の純度が低下することも分かった。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０．０５質量％以下、塩素は０．２質量％以下、Ｃｕは０．０５質量％以下、Ｍｇは０．０３質量％以下に抑えることが推奨される。
【００６１】
＜切削工具について＞
本発明の硬質皮膜は、様々な用途に適用することができるが、例えば、基材が超硬合金製であるエンドミルや、基材がサーメット製であるチップ等の様な、切削工具に適用すれば本発明の硬質皮膜の特性が十分に発揮される。
【００６２】
本発明の硬質皮膜を基材に被覆して切削工具として使用する場合、切削対象が、炭素鋼（Ｓ４５Ｃ、Ｓ５５Ｃ等）、構造用合金鋼（ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等）または金型用鋼（ＳＫＤ１１、ＳＫＤ６１等）の場合に、優れた耐摩耗性を発揮するのは勿論のこと、ＮｉやＣｒの含有量が高いステンレス鋼を切削対象とする場合にも優れた耐摩耗性を発揮する。
【００６３】
ステンレス鋼が被削対象である場合、上記炭素鋼等と比較して溶着しやすい上に、切削中に切り粉が加工硬化して切削工具が摩耗しやすくなることから、硬質皮膜には、より高い耐溶着性と耐摩耗性が求められる。本発明の硬質皮膜は、前記元素Ｍを添加することによって、皮膜の硬度を上昇させたので、ステンレス鋼を切削対象とする場合にも、優れた耐摩耗性が発揮されるのである。また、詳細なメカニズムは明らかでないが、本発明で規定する組成の皮膜を採用すると、切削時の溶着も少なくなることがわかった。
【００６４】
【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。
【００６５】
［実施例１］
まず、硬質皮膜中のＴｉ、Ａｌ、元素Ｍ、ＣおよびＮの各原子比が、耐摩耗性に与える影響について調べた。
【００６６】
硬質皮膜の形成は、組成の異なるＴｉＡｌ合金ターゲットまたはＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｃｒ）を使用し、前記図１に示した構造を有する図４のＡＩＰ装置に、反応ガス（窒素、メタン）を導入して行った。
【００６７】
詳細には次の様にして成膜を行った。まず図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）または白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００６８】
その後、窒素ガスを導入して容器１内の圧力を２．６６Ｐａ、アーク電流を１５０Ａにしてアーク放電を開始し、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。尚、成膜中には、被処理体（基板）Ｗの電位がアース電位に対してマイナス電位となるよう１００Ｖのバイアス電圧を被処理体（基板）Ｗに印加した。成膜中の被処理体（基板）Ｗの温度は５００℃とした。
【００６９】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および皮膜の酸化開始温度を調べた。
【００７０】
皮膜中の金属成分（Ｔｉ、Ａｌ、元素Ｍ）はＥＰＭＡで測定した。なお、皮膜中の不純物元素は、ＥＰＭＡによる定量分析でＯ（酸素）が１ａｔ％以下、Ｃ含有皮膜を形成しないときのＣが２ａｔ％以下のレベルであった。また、皮膜の結晶構造はＸ線回折法で同定した。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：０．２４５Ｎ、保持時間：１５秒の条件で測定した。皮膜の酸化開始温度は、熱天秤を用い、人工乾燥空気中で、白金上に皮膜を形成した試料を室温から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、該温度を酸化開始温度とした。
【００７１】
また超硬合金製ボールエンドミルに皮膜を形成した試料を用い、下記の条件で切削試験を実施し、皮膜の耐摩耗性を評価した。耐摩耗性の評価は、側面部（境界部）の逃げ面摩耗幅で評価した。これらの結果を表２および表３に示す。
【００７２】
［切削試験条件］
被削材：ＳＫＤ６１（ＨＲＣ５０）
切削速度：２２０ｍ／分（７０００ｒｐｍ）
刃送り：０．０６ｍｍ／刃（８４０ｍｍ／分）
軸切り込み：５．０ｍｍ
径方向切り込み：０．６ｍｍ
切削長：５０ｍ
その他の条件：ダウンカット、エアブロー
【００７３】
【表２】
表２は、硬質皮膜中のＴｉ、Ａｌ、元素Ｍの各原子比が耐摩耗性に与える影響について調べた結果であり、表２から次の様に考察することができる。
【００７５】
Ｎｏ．７〜９、１１〜１５、１７、１９、２０の皮膜は、本発明で規定する成分組成を満たしているので、皮膜の硬度および酸化開始温度が高く、耐摩耗性に優れたものとなっている。これに対し、Ｎｏ．１〜６、１０、１６、１８の皮膜は、本発明で規定する要件を満たしていないので、耐摩耗性に劣るものとなった。詳細には、Ｎｏ．１〜３の皮膜は元素Ｍが添加されておらず、Ｎｏ．４、６の皮膜はＡｌ含有率が小さく、Ｎｏ．５の皮膜はＡｌ含有率が高すぎること、また、Ｎｏ．１０の皮膜は元素Ｍの含有率が小さく、Ｎｏ．１６の皮膜は元素Ｍの含有率が高すぎであり、Ｎｏ．１８の皮膜はＡｌ含有率がやや高めであるため、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００７６】
【表３】
また表３は、硬質皮膜中のＣ、Ｎの各原子比が耐摩耗性に与える影響について調べた結果であり、表３から次の様に考察することができる。Ｎｏ．４〜７の皮膜は、Ｃ、Ｎの各原子比が本発明の規定範囲内にあるので、皮膜の硬度および酸化開始温度が高く、耐摩耗性に優れていることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１〜３の皮膜は、Ｃ、Ｎの各原子比が本発明の要件を満たしていないため、硬度および酸化開始温度が低く、耐摩耗性に劣っていることがわかる。
【００７８】
［実施例２］
次に、成膜条件［被処理体（基板）のバイアス電圧、被処理体（基板）温度、反応ガス圧］が、形成される硬質皮膜の耐摩耗性に及ぼす影響を調べた。
【００７９】
硬質皮膜の形成は、ＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ）を用い、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に、反応ガス（窒素、メタン）を導入して行った。
【００８０】
詳細には次の様にして成膜した。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）、又は白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後に、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。成膜時には、表４に示すように被処理体（基板）のバイアス電圧、被処理体（基板）温度および反応ガス圧を変化させて、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。
【００８１】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、皮膜の耐摩耗性を前記実施例１と同様にして評価した。これらの結果を表４に示す。
【００８２】
【表４】
表４より次のように考察することができる。Ｎｏ．２〜５、８〜１１、１４〜１７は、本発明で規定する条件で成膜したので、耐摩耗性に優れた皮膜を得ることができた。これに対し、Ｎｏ．１、６、７、１２、１３、１８は、本発明の規定を外れる条件で成膜したので、得られた皮膜は耐摩耗性に劣るものとなった。即ち、Ｎｏ．１では被処理体（基板）バイアス電圧が低すぎること、Ｎｏ．６では被処理体（基板）バイアス電圧が高すぎること、Ｎｏ．７では被処理体（基板）温度が低すぎること、またＮｏ．１２では被処理体（基板）温度が高すぎること、Ｎｏ．１３では反応ガス圧が低すぎること、Ｎｏ．１８では反応ガス圧が高すぎることが原因で、形成された皮膜は、実質的に岩塩型（立方晶）構造からなるものでないか、十分な膜厚を確保できない等の不具合が生じ、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００８４】
［実施例３］
成膜時に形成される磁力線の配置の相違が、得られる硬質皮膜の耐摩耗性に及ぼす影響について調べた。
【００８５】
ＴｉＡｌＭ合金ターゲット（元素Ｍ＝Ｎｂ）を用い、前記図１（本発明の蒸発源）または図３（従来の蒸発源）の構造を有する図４のＡＩＰ装置（ただし図４は、前記図１の構造を有する場合のみ示している）に、反応ガス（窒素）を導入して硬質皮膜を形成した。尚、前記図１に示すアーク式蒸発源のターゲット表面の磁束密度は、約１０ｍＴであり、図３に示すアーク式蒸発源のターゲット表面の磁束密度は、約１ｍＴであった。
【００８６】
詳細には次の様にして成膜を行った。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして超硬合金製チップ、超硬合金製ボールエンドミル（直径１０ｍｍ、２枚刃）、又は白金を取り付け、容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で、被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００８７】
成膜は、被処理体（基板）バイアス電圧を１００Ｖ、被処理体（基板）温度を５００℃、成膜時の窒素圧力を２．６６Ｐａにして行い、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。
【００８８】
そして成膜終了後に、皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、皮膜の表面粗度を調べた。更に、皮膜の耐摩耗性を前記実施例１と同様の方法で評価した。これらの結果を表５に示す。
【００８９】
【表５】
表５から次のように考察することができる。Ｎｏ．１〜４では、前記図１に略示する構造の成膜装置を用い、磁力線がターゲット表面近傍から被処理体（基板）近傍まで及ぶ状態で成膜を行ったので、結晶構造が実質的に岩塩型（立方晶）構造であり、表面粗度が小さく、耐摩耗性に優れた硬質皮膜を得ることができた。尚、Ｎｏ．５は、本発明で規定する磁力線の配置を構成する装置を用いて成膜したが、皮膜の成分組成が本発明範囲を外れるため、得られた皮膜は耐摩耗性に劣るものとなった。
【００９１】
またＮｏ．６〜１０は、磁力線がターゲット表面近傍にとどまり、被処理体（基板）近傍まで及ばない従来の装置を用いて成膜した（Ｎｏ．１０は、形成した皮膜の金属成分組成も本発明範囲を外れている）ので、得られた皮膜は六方晶が析出しているか表面粗度が大きく、耐摩耗性に劣るものとなった。
【００９２】
［実施例４］
金属成分組成の異なる硬質皮膜を各々形成した試料を用い、ステンレス鋼を被削対象とする切削試験を行った。
【００９３】
硬質皮膜の形成は、各々組成の異なるＴｉＡｌ合金ターゲットまたはＴｉＡｌＭ合金ターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｃｒ）を使用し、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に反応ガス（窒素）を導入して行った。
【００９４】
詳細には次の様にして成膜を行った。前記図４のＡＩＰ装置のカソードに上記合金ターゲット６を取り付け、さらに、支持台３上に被処理体（基板）Ｗとして切削試験用の超硬合金製（型式ＣＮＭＧ４３２）チップを設置して容器１内を真空状態にした。その後、容器１内にあるヒーターで被処理体（基板）Ｗを４００℃に加熱し、３×１０-3Ｐａ以下の真空度とした後、Ａｒイオンによる被処理体（基板）Ｗのクリーニングを、０．６６ＰａのＡｒガス雰囲気中で被処理体（基板）Ｗに−７００Ｖの電圧を印加して１０分間行った。
【００９５】
その後、窒素ガスを導入して容器１内の圧力を２．６６Ｐａとし、アーク電流を１５０Ａとして、アーク放電を開始し、被処理体（基板）Ｗの表面に膜厚３μｍ程度の皮膜を形成した。なお、成膜中にアース電位に対して被処理体（基板）Ｗがマイナス電位となるよう１００Ｖのバイアス電圧を被処理体（基板）Ｗに印加した。成膜中の被処理体（基板）温度は５００℃とした。
【００９６】
この様にして得られた硬質皮膜の成分組成、皮膜の結晶構造、ビッカース硬度、および酸化開始温度を前記実施例１と同様にして調べた。また、硬質皮膜を形成したチップを用い、下記の条件で、ステンレス鋼を切削する試験を行った。これらの結果を表６に示す。
【００９７】
［切削試験条件］
切削形態：旋削試験
被削材：ＳＵＳ３１６Ｌ
切削速度：２７０ｍ／分
送り：０．１ｍｍ／回転
深さ切り込み：１．５ｍｍ
切削長：切削不能になるまで
その他の条件：エマルジョン湿式切削
【００９８】
【表６】
表６より次のように考察することができる。Ｎｏ．７〜９、１１〜１５、１７、１９、２０は、本発明の硬質皮膜を形成した試料で試験を行ったので、切削時間が２０分以上と長く、耐摩耗性に優れていることがわかる。
【０１００】
これに対し、Ｎｏ．１〜６、１０、１６、１８は、被覆した皮膜が本発明の規定を満たしていないため、耐摩耗性に劣る結果となった。詳細には、Ｎｏ．１〜３の皮膜は元素Ｍが添加されていないこと、Ｎｏ．４、６の皮膜はＡｌ含有率が小さいこと、Ｎｏ．５の皮膜はＡｌ含有率が高すぎること、また、Ｎｏ．１０の皮膜は元素Ｍの含有率が小さいこと、Ｎｏ．１６の皮膜は元素Ｍの含有率が高すぎること、Ｎｏ．１８の皮膜はＡｌ含有率が高すぎることが原因で、切削試験における切削時間は２０分未満と短く、耐摩耗性に劣る結果となった。
【０１０１】
［実施例５］
硬質皮膜形成用ターゲットの相対密度が、放電状態および得られる硬質皮膜の特性に及ぼす影響を調べた。
【０１０２】
各々組成の異なるＴｉＡｌＭターゲット（Ｍ：Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ）を作製するに当たり、それぞれ１００メッシュ以下のＴｉ粉末、Ａｌ粉末、および元素Ｍの粉末を所定量混合し、条件を種々変化させてＨＩＰ処理または常圧焼結処理を行い、表７に示す各成分組成のターゲットを作製した。
【０１０３】
得られたターゲットの成分組成はＩＣＰ−ＭＳで測定した。また、直径１００ｍｍの円盤状に形成したターゲットを、前記図１に示す構造を有するＡＩＰ装置（図４）に取り付けて成膜を行い、成膜時の放電状態を調べた。得られた皮膜の表面粗度を調べ、また、皮膜のビッカース硬度を前記実施例１と同様にして調べた。尚、ターゲットの相対密度は、アルキメデス法を用いＴｉ、Ａｌ、元素Ｍの混合物の理論密度から算出した。これらの結果を表７に示す。
【０１０４】
【表７】
表７より次の様に考察することができる。Ｎｏ．３〜８は、本発明の要件を満たす相対密度の高いターゲットであるので、放電状態は中断等が生じず良好であり、得られる硬質皮膜も表面粗度が小さく、かつ高硬度のものが得られた。
【０１０６】
これに対し、Ｎｏ．１、２のターゲットは、本発明の規定を外れる相対密度の小さいものなので、成膜時の放電状態が悪く、得られた硬質皮膜は、表面粗度が高くかつ硬度の小さいものとなった。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、本発明で規定する元素Ｍを添加し、かつＡｌ量と該元素Ｍを本発明の如く制御することによって、従来の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、高温下で使用される熱間加工用金型等の長寿命化を図ることができる他、特にステンレス鋼の切削に有用なチップ、ドリル、エンドミルなど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】本発明の実施に供するアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図２】本発明の実施に供する別のアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図３】従来のアーク式蒸発源の要部を示した断面概略図である。
【図４】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。
【符号の説明】
１ 真空容器
２ 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）
１１ 排気口
１２ ガス供給口
１３ 磁力線
Ｗ 被処理体（基板）
Ｓ ターゲットの蒸発面
Claims (8)
- （Ｔｉ１−ａ−ｂ，Ａｌａ，Ｍｂ）（Ｃ１−ｃＮｃ）からなる硬質皮膜であって、
Ｍ：ＮｂまたはＣｒ、
０．５５≦ａ≦０．６７
前記元素ＭがＮｂの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０５、
前記元素ＭがＣｒの場合は、０．０１５≦ｂ＜０．０６、
１−ａ−ｂ≦０．４
０．５≦ｃ≦１
（ａ、ｂ、ｃは、それぞれＡｌ、Ｍ、Ｎの各原子比を示す。以下同じ）であることを特徴とする硬質皮膜。 - 前記硬質皮膜の結晶構造が、岩塩型（立方晶）構造である請求項１に記載の硬質皮膜。
- Ａｌ原子比が０．６以上である請求項１または２に記載の硬質皮膜。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の硬質皮膜を製造する方法であって、カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）またはアンバランスドマグネトロンスパッタリング法（ＵＢＭＳ法）を用い、
被処理体（基板）のバイアス電圧：３０〜２００Ｖ、
被処理体（基板）温度：３００〜６５０℃、
反応ガスの全圧または分圧：ＡＩＰ法では０．５〜６Ｐａ、
ＵＢＭＳ法では０．０５〜２Ｐａ
の条件で成膜することを特徴とする硬質皮膜の製造方法。 - 前記カソード放電型のアークイオンプレーティング法（ＡＩＰ法）において、ターゲット表面の磁束密度を５ｍＴ（ミリテスラ）以上とし、かつ、磁力線がターゲット表面近傍から被処理体（基板）近傍に向かう状態で成膜を行う請求項４に記載の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の硬質皮膜が形成されていることを特徴とする被削対象がステンレス鋼の切削工具。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の硬質皮膜を製造する際に用いるターゲットであって、
相対密度が９２％以上であり、その組成が、
（Ｔｉ１−ｘ−ｙ，Ａｌｘ，Ｍｙ）からなり、
Ｍ：ＮｂまたはＣｒ、
０．５５≦ｘ≦０．６７
前記元素ＭがＮｂの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０５、
前記元素ＭがＣｒの場合は、０．０１５≦ｙ＜０．０６、
１−ｘ−ｙ≦０．４
（ｘ，ｙはそれぞれＡｌ、Ｍの原子比を示す。以下同じ）
であることを特徴とする硬質皮膜形成用ターゲット。 - Ａｌ原子比が０．６以上である請求項７に記載のターゲット。
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