JP5376454B2 - 加工対象物の耐摩耗性ハードコートおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明の背景
本発明は、硬質工具鋼、ステンレススチールおよびチタン合金のような、機械加工の難しい物質の細工のために設計された、硬質および耐摩耗性のあるコーティングに関する。このように厳しい機械加工条件の適用は、優れた耐摩耗性、高温硬さおよび耐酸化性とともに、高靭性および良好な接着性を有するコーティングを必要とする。

本発明は、さらに、このような耐摩耗性コーティングの製造プロセス、たとえば確立したＰＶＤアーク蒸発プロセス、に関する。

本発明は、さらに、コーティングされた加工対象物に関し、特に超硬合金、サーメット、立方晶窒化ホウ素（ＣＢＮ）または高速度鋼からなる本体を有する工具に関する。

関連する技術に関する考察
ＡｌＴｉＮは、硬質鋼の機械加工のための広く用いられているＰＶＤコーティングである。しかしながら、ＡｌＴｉＮは、単層、または異なるＴｉ／Ａｌ／Ｎ化学量論の複数の副層からなる多層として用いられる場合は、アルミニウム／チタン比に依存した、８００℃から８５０℃より高い温度における、初期の硬度の減少のため、機械加工の適用としては、最大９００℃まで用いられることができる。

そのため、米国特許出願公開第２００５−０００３２３９号明細書は、加工対象物の耐酸化性を高めるために、ＡｌＣｒＮコーティングを適用する。該コーティングは、良好な耐酸化性およびアルミニウム／クロム比に依存して、最大１１００℃まで高温硬さを有することが知られている。このようなコーティングは、多くの工具の適用において、研磨性能を向上させることに役立つが、しかしながら、硬質工具鋼、高速度鋼、チタンおよびニッケル合金およびオーステナイト鋼のような、機械加工がより難しい物質の工具性能を有意に向上させない。これに似たものとして、国際公開第２００６／００５２１７号、国際公開第２００６／０８４４０４号および米国特許出願公開第２００６−０２２２８９３号明細書では、さらに、異なる多層を用いること、および／またはＡｌＣｒＮマトリックスに他の原子を導入することによって、コーティングの耐酸化性および／または（高温）硬さを最適化することに挑戦している。

硬質鋼の切削において進展を得られたと主張する他のコーティングが、欧州特許第１６９０９５９号明細書に開示されている。該コーティングは、（ＴｉＡｌＳｉ）Ｎであって、異なるＡｌおよびＳｉ化学量論のものに基づく、２層のシステムを有する。

米国特許出願公開第２００６−０２６９７８９号明細書は、高速で超硬質物質を切削するための硬質多層を開示している。該多層は、ＴｉＡｌＣｒＮＸ（Ｘ＝ＣまたはＯ）を主成分とする第１のコーティング層、ＴｉＡｌＣｒＮＸおよびＴｉＡｌ（ＳｉＣ）ＮＸの混合物、またはこれらが工具に重なった多層である第２のコーティング層、および基本的にＴｉＡｌ（ＳｉＣ）ＮＸからなる第３の最も外側のコーティング層からなる。

これらの層システムによって達成された、耐摩耗性および耐酸化性に関する確かな進展にもかかわらず、前記のような機械加工の困難な物質のための、被覆された切削工具の性能のさらなる向上が未だ必要であると思われる。

したがって、本発明の目的の１つは、最適化されたハードコートおよび加工対象物を提供することであり、特に、たとえば高速度鋼、チタン合金、ニッケル合金、オーステナイト鋼のような機械加工の困難な物質における工具性能を高めるためのハードコートで被覆された切削工具、および特に硬度が５０ＨＲＣ以上、好ましくは５５ＨＲＣ以上である硬質工具鋼のような硬質物質を提供することである。本発明のさらなる目的は、このようなコーティングを、ＡｌＣｒＮの優れた酸化および高温硬度特性を失うことなく提供することである。これらの目的は、以下および本発明の請求項１および２に記載する最初の２つの観点のうち、いずれか１つによって達成され得る。本発明の３つ目の目的は、請求項１２に記載された、たとえば金型やダイスのような機械組立て部品の部品を製造するために使用される改良された切削工具、および刃のような他の切削工具、ならびに請求項１６に記載されたような操作を実行するための切削工程を提供することである。１つの活用の焦点は、たとえば、コスト削減、生産過程の最適化および加工対象物の表面粗さの向上と関連して、フライス操作の切削性能を向上することである。

本発明の４つ目の目的は、クレーム１３に記載された本発明に係るコーティングおよび本発明に係る道具を生産するためのＰＶＤプロセスを提供することである。

驚くべきことに、本発明の１つ目および２つ目の目的は、表面の少なくとも一部が、ＰＶＤプロセスによって蒸着された耐摩耗性の多層ハードコートによってその表面が被覆され、およびそのハードコートが、少なくとも１つ目の支持層および２つ目のナノ結晶ケイ素含有層であって、前記１つ目の層は加工対象物と２つ目の層の間に配置された、加工対象物によって解決され得るものであり、これは本発明の１つ目の観点である。

第１の層は、下記の組成物からなるコーティング剤を含む。（Ｔｉ_aＡｌ_1-a）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、ここで０．４＜ａ＜０．６、および０≦ｘおよびｙ＜０．３。代替的に、第１の層は、（Ａｌ_bＣｒ_1-b）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、ここで０．５＜ｂ＜０．７、および０≦ｘおよびｙ＜０．３、を含み得る。

第２の層は、下記の組成物からなるコーティング剤を含む。（Ａｌ_1-c-d-eＣｒ_cＳｉ_dＭ_e）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、ここでＭはクロムを除く周期律の第４族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）、第５族（Ｖ，Ｃｂ［Ｎｂ］，Ｔａ）、第６族（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ）の遷移金属の中の少なくとも１つの元素を意味し、および０．２＜ｃ＜０．３５，０＜ｄ＜０．２０，０＜ｅ≦０．０４である。本発明の好ましい一実施の形態において、第２の層は、下記の組成物からなるコーティング剤を含む。（Ａｌ_1-c-d-eＣｒ_cＳｉ_dＭ’_e'）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、ここでＭ’は、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ or Ｃｂ［Ｎｂ］を意味し、および０．０６＜ｄ’≦０．１５であり、特に０．１０≦ｄ’≦０．１１である。（ニオブまたはコロンビウムは周期律の４１番元素を意味し、元素記号（international shortcutはＮｂ、時にＣＢでもある）
本発明のさらなる観点は、第２の層の結晶構造は、好ましくは２つの異なる層からなり、特に面心立方（ｆｃｃ）および六方最密（ｈｃｐ）層であることが特徴である。ここで、ｈｃｐ層のＸＲＤシグナルは、仮に少なくとも７００℃または７５０℃の熱処理または高い作業温度に晒された場合、より平坦になるだろう。ｈｃｐ層はＡｌ豊富であり、蒸着された六方最密層の割合は、５から４０容量％、好ましくは１０から３０容量％となる。

本発明のさらなる観点は、ナノ結晶層内のＡｌ／Ｃｒ割合、第１層および第２層の厚さの割合、および全体のコーティングの厚さ、層のテクスチャ、構造および第１層および第２層が交互に重なる多層に向けられている。たとえば、被覆された切削工具の性能は、特に、Ａｌ／Ｃｒ比であって、指数Ｑ_Al/Cr＝（１−ｃ−ｄ−ｅ）／ｃで表わされるものが
、以下の範囲内にあるときに特に良好であるようだ：１．５＜Ｑ_Al/Cr≦２．４。

さらなる一実施の形態において、第１のコーティングの厚さＤ₁は、第２のコーティングの厚さＤ₂よりも小さく、たとえば、指数Ｑ_D＝Ｄ₂／Ｄ₁は、１＜Ｑ_D≦４の範囲であり、ここで、本発明のコーティングの全体の厚さＤは、以下の範囲内である：１μｍ≦Ｄ≦１０および好ましくは２μｍ≦Ｄ≦６μｍ。

本発明のさらなる観点は、コーティングシステムの定義された層の硬度およびヤング係数に言及している。ナノ結晶層の硬度は、支持層の硬度に比べてより大きいことが有利であることが証明された。たとえば、第１の層は、好ましくは硬度が２４００ＨＶから２８００ＨＶの範囲を示す。ここで第２の層は、硬度が２８００ＨＶから３２００ＨＶであり、これはヴィッカース微小押し込みにおいて荷重４０ｍＮで測定された。硬度およびヤング率−後者は広範囲までのコーティングシステムの硬度に影響している−は、たとえばあるプロセスパラメータ、特に基板バイアスおよびプロセス圧力または反応ガス圧力、を制御することによって調整され得、当業者に、米国特許第６０７１５６０号明細書および米国特許第６２７４２４９号明細書および他の文献から公知である。

しかしながら、本発明のためには、第１のコーティングの蒸着の間は、第１の低い基板電圧Ｕ₁を適用するステップ、および第２のコーティングの蒸着の間は、第２のより高い基板電圧Ｕ₂を適用するステップを有する蒸着プロセスを使用することが有利であることが証明された。ここで、第１の基板電圧は、０Ｖ≦Ｕ₁≦１００Ｖの範囲であり、第２の基板電圧は、８０Ｖ≦Ｕ₂≦２００Ｖの範囲であり、ここでＵ₂−Ｕ₁≧２０Ｖである。さらにまたは代替的に、第１のコーティングの蒸着の間は、第１の層の内在応力、および硬度を減少させるためにより高いプロセス圧力を使用することができる。加工対象物を、５５０℃以上、特に約６００℃以上の温度に加熱し、蒸着プロセスの間、該温度レベルに維持することは、コーティングの接着性および工具の性能に、より有益な影響を与えるものと思われる。

前述の層の性質に影響を与えるさらなる可能性のあるものとしては、追加の元素の内容を変えること、または前記のＡｌ／Ｃｒ率を変えること、または以下に示す例がある。第２のナノ結晶合金化ＡｌＣｒＮ−ベース層の硬度は、ケイ素含有量を、硬度が最大化するように、結晶粒の精製を最適化することによって調節して向上させることができる。さらに、貢献的な液体硬化が前述の遷移金属、特にＷ，Ｍｏ，ＣｂおよびＴａ、によって得られ、これはさらにたとえばハードコートの粒界相におけるように、拡散障壁として働く。要するに、このようなナノ結晶合金化ＡｌＣｒＮベース層は、高温および酸化に対して極めて耐性があることがわかり、それゆえ支持層および基板が酸化されるのから保護するのに非常に効果的である。切削操作における最もよい性能は、テクスチャ係数がＱ_I＝Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）で０．７≦Ｑ_I≦２の範囲のときに達せられる（Ｑ_IはＩ（２００）のＩ（１１１）に対する回折強度の割合によって定義されており、それぞれ物質のＸ線回折スペクトルにおいて（２００）および（１１１）面に割当てられている）。これは（２００）および（１１１）面に沿った均衡成長に対応している。測定に関する詳細は図１に示されている。

第２の層と対照的に、支持層は、柱状成長構造および、より高いヤング率を通じたより高い弾性を示している。これは、第２の層の非常に高い耐摩耗性および耐高温特性を、加工対象物の基板物質に機械的荷重を移動するのに最もよい組合せであることがわかった。

上述のように構成された２つの層の代替として、特別の適用のため、層の性能をさらに向上させるために、他の層のシステムを使用することができる。たとえば、薄い金属接着層を、基板と第１の支持層の最適化された接合部分として用いることができる。下位接着
層は、Ｔｉ，Ｃｒ，ＴｉＡｌまたはＡｌＣｒを含み、そして当業者に公知なように、第１の層に向けてＮ、Ｃおよび／またはＯの量が多くなる移行帯を有することができる。

他のまたは追加の可能性としては、第１の層を、（Ｔｉ_aＡｌ_1-a）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_yおよび（Ａｌ_1-c-d-eＣｒ_cＳｉ_dＭ_e）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、が交互に重ねられた多層、または（Ａｌ_bＣｒ_1-b）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_y、および（Ａｌ_1-c-d-eＣｒ_cＳｉ_dＭ_e）Ｎ_1-x-yＣ_xＯ_yが交互に重ねられた多層を含むものとすることがある。この堆積した層は、数百ナノメートルから、層の堆積が必要とする範囲内で変化する最大までの好ましい層の厚さを有し得る。

加工対象物の本体または基板材料は、好ましくは、高速度鋼、超硬合金、立方晶窒化ホウ素、サーメットまたはセラミック材の中の少なくとも１つから好ましくは選択される。このようなコーティングされた加工対象物は、多くのタイプの工具に用いることができるが、特に切削工具、たとえばエンドミル、ドリル、切削インサートまたはホブ（hobs）のような歯切り工具に特に有用であり得る。超硬合金、立方晶窒化ホウ素、サーメットまたはセラミック材からなる工具に適用された場合、これらのコーティングは硬質材料−たとえば高速度鋼−であって、ロックウェル硬度がＨＲＣ５０以上、さらにＨＲＣ５５以上であり、以下の実施例に詳細が示されるような硬質材料を切削するプロセスにおいて、切削性能を向上させる良好な潜在能力を有する。

以下の図面および実施例は、いくつかの特定の実施の形態の手段によって本発明を説明することを意図しており、決してクレームの範囲を制限することを意図していない。参照は添付の図面によってなされている。

図１は、ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮおよびＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮハードコートのＸＲＤスペクトルを示す。 図２は、ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮおよびＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮハードコートの最適化ＸＲＤスペクトルを示す。 図３は、ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮおよびＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮハードコートのＳＥＭ断面図である。 図４は、六方相のＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮハードコートのＸＲＤスペクトルを示す。 図５はピーク強度の図を示す。 図６は、使用前および使用後の切削工具のＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮのＸＲＤスペクトルを示す。

図１は、ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮおよび３つのＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮコーティングでＡｌ／Ｃｒ比が異なるもののＸＲＤパターンを示している。該コーティングは、コバルトバインダ層を有する商業的な超硬合金インサート上に蒸着され、実施例１および２のＮｏ１．６、２．４、２．５、および２．６のコーティングに対応する。コーティングパラメータは、第２の層を蒸着するのに用いるターゲット材を除いては、すべてのコーティングにおいて同様であった。ターゲット組成およびコーティング剤の特徴の詳細は、表１および２に記載されている。

すべてのＸＲＤスペクトルは、Bruker ＡＸＳ機器を用いて、ＣｕＫα（λ＝１．５４０６ｎｍ）ソースで、Bragg-Brentano配列を使用して、支持層および基板からの妨害回折シグナルを最小化するために２°の低角入射において記録された。

当該スペクトルから、２つの重要な事実が推定された；
−ＷおよびＳｉ合金化ＡｌＣｒターゲットは、コーティングの回折パターンのピーク高
さの減少およびピークシグナルの広がりの原因となっている。これは、元素、特にケイ素の合金化に起因する結晶粒生成効果によるものであり得る。該ＡｌＣｒＳｉＷＮ第２の層は、ナノ結晶構造で蒸着されており、これは図３ｂのＳＥＭ層の断面図においても確認できる。

合金化されていない第２のＡｌＣｒＮ層で、明らかな（１１１）配向性を示すものを有するコーティングシステムと比べて、合金化された第２の層を有するシステムは、結晶配向性をほとんど示さないか、ただ弱い配向性の傾向のみを示す。したがってＩ（２００）のＩ（１１１）（それぞれ物質のＸ線回折スペクトルにおいて（２００）および（１１１）面に当てられたもの）に対する回折強度の比として定義される用語Ｑ_Iは１、好ましくは０．７から２の範囲であり、これは仮に上記に示された低角入射で測定された場合である。

コーティングの構造に関するより詳細な情報は、仮に図２に示されるようにローレンツ法に従ったピーク調整が適用された場合、ＸＲＤ−パターンから推定され得る。該調整は、Ｎｏ１．６およびＮｏ１．９のコーティングを表わすスペクトルからの、２Θスケールにおける、４４．５°近くの（２００）シグナルに適用される。ここで、拡大は半値幅（ＦＷＨＭ）を測定することによって定量化され得る。装置の一定の背後の影響を除外して、ＡｌＣｒＳｉＷＮ第２の層の顕著なピークの広がりを示す下記の値が得られた：
ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮ：ＦＷＨＭ（２００）＝１．７°
ＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮ：ＦＷＨＭ（２００）＝１°
合金化ＡｌＣｒＮコーティングで、ＳｉおよびＷを有するものは、ピークシフトを、４３．８°から、より低い２Θ角度４３．４°に移動させるが、作者はこれはタングステン原子のより大きなサイズに由来する、格子面の拡大に起因するものと考える。ここで格子パラメータは、ＡｌＣｒＮのｄ（２００）＝２．０６４ｎｍから、ＡｌＣｒＳｉＷＮのｄ（２００）＝２．０８２ｎｍに変化する。

１００’０００倍に拡大した、２つのコーティングの断面図のＳＥＭ像が、図３ａおよび３ｂに見られる。ＳＥＭ像は、５ｋＶの加速電圧で記録された。写真は２層のコーティングを示しており、それぞれ約１μｍの厚さの柱状に成長した（Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5）Ｎ支持層と、より薄い最上層を有している。ここで図３ａは、同等に粗くそして柱状の第１の層よりも、既に精製された層を有するＡｌＣｒＮ最上層を示している。しかしながら、Ａｌ_.57Ｃｒ_.31Ｓｉ_.10Ｗ_.02）Ｎ第２の層の構造は、図３ｂで、図３ａに比べて有意に精製されたナノ結晶構造を示しており、これは図１および２で観察されたＸＲＤスペクトルのピークの広がりに対応している。

図４では、図１のＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＳｉＷＮハードコートのＸＲＤスペクトルが、高分解能モードで２θの数値で示されており、六方相ピークが現われる場所が矢印で示されている。ＡｌＣｒＳｉＷＮコーティング中のアルミニウムの含有量が増えるに従って、六方相ピークがより顕著になることが明白に認識でき、これはコーティングＮｏ１．６、２．４、２．５の良好な切削性能に繋がる。

図５は、ＳＥＭ−ＳＡＥＤ（透過型電子顕微鏡−制限視野電子回折）によって分析されたピーク強度ダイヤグラムであり、ＴｉＡｌＮ／（Ａｌ_0.62Ｃｒ_0.26Ｓｉ_0.10Ｗ_0.02）Ｎコーティングの四方相および六方相のより詳細な図を示している。化合物の化学量論数は、ターゲット組成を参照している。

図６には、ＴｉＡｌＮ／（Ａｌ_0.57Ｃｒ_0.31Ｓｉ_0.10Ｗ_0.02）ＮコーティングのＰＶＤプロセス後の蒸着時（Ａ）および、高速側フライス削りプロセス（Ｂ）に従って使用されたときであり、詳細が実施例８に記載されるように真っ赤に燃えた切屑とともにあるもの
のＸＲＤスペクトルが示されている。ターゲット組成の詳細、厚み比および性能を表８に示す。スペクトル（Ｂ）は約４０ｍのフライス削り後に得られたものであるが、驚くべきことに、より高い六方相ＸＲＤシグナルを示している。同様の六方相割合の上昇は、少なくとも７５０°でこのようなコーティングを硬度調節することによって確認できる。このように温度が相転移を誘発するのを観察するためのＡｌの最小割合は、４９から５７％であり、これはさらなる原子のマトリックスに依存し、これは本事例の起こる分野の当業者に容易に決定され得る。７５０°から８００℃以上では、六方相は少なくとも１１００°まで温度の上昇に従って成長し得る。温度範囲６００℃から約１１００℃の温度範囲では、それはＰＶＤプロセスによって蒸着さ得、四方相結晶に組込まれた高ＡｌＮ含有のｈｃｐ層からなる析出硬化ネットワークが断面ＳＴＥＭ分析で検出され得る。７５０℃での晶子のサイズは５から２００ｎｍの間であった。ほとんどの切削テストで、このようなコーティングは相転移を示さないコーティングに比べて優れており、５７％程度の高いＡｌ−ターゲット組成は性能が優れているようだ。さらに驚くべきことに、これまでに、室温から高速度での細工によって達せられるいずれの温度までのすべての温度範囲において、安定化したコランダム相を有するアルミナコーティングは、コーティングの非常に高い熱負荷に達したときに、強力な利点を有すると思われた。一方、（ＡｌＣｒＳｉＷ）Ｎコーティングにとっては、相転移は、切削プロセスの間に、高温で安定している窒化アルミニウム相の継続的な拡散のために、有利な効果を有すると思われる。図６（Ｂ）に示される３３．２°ピークのピーク位置は、ＪＣＰＤＳ ＸＲＤデータコレクションからの六方最密ｈｃｐ−ＡｌＮのｈｃｐ１００ピークと完全に一致している。さらにＡｌＮピークは、これは明らかに確認できるものであるが、３６．１°（００２シグナル参照）、４９．２°（１０２）、５９．４°（１１０）および１０１．６°（２１１）である。これまでのいずれの事例においても、このような温度が相転移の動きを誘導することについて、推測がなされているのみであった。詳細な研究がまだされるべきである。Ａｌの割合が約７０％を超えると、ｈｃｐ−ＡｌＮ−相は主要相に変わり、このような相転移は最早観察されない。

好ましい実施の形態の詳細な説明
以下に、いくつかの特定の本発明の実施の形態を、本発明に係る工具と従来技術の工具の切削性能を、異なる切削操作および切削パラメータを用いて比較した実施例を用いて開示する。

すべての本発明に係るハードコートおよび比較例は、アーク蒸発の形態で、Oerlikon Balzers ＲＣＳ^(C)コーティングシステムを用いて蒸着された。切削工具は、ＰＶＤ蒸着の間３０回転固定具に取付けられた。以下の実施例に示される切削工具上に蒸着されたハードコートは、全体の厚みが切削工具のシャンクにおいて２から６μｍであった。新規のコーティングが、従来のOerlikon Balzers標準コーティングプロセスによって得られたＴｉＡｌＮいわゆるＦＵＴＵＲＡ ＮＡＮＯ、ＡｌＴｉＮいわゆるＸＣＥＥＤ、およびＡｌＣｒＮいわゆるＡＬＣＲＯＮＡと比較された。

実施例１
実施例１では、従来のコーティング、たとえばＴｉＡｌＮ，ＡｌＴｉＮ，ＡｌＣｒＮおよび（ＡｌＣｒＳｉＷ）Ｎでコーティングされたエンドミルの切削性能を、ＴｉＡｌＮまたはＡｌＣｒＮ／（Ａｌ_1-c-d-eＣｒ_cＳｉ_dＷ_e）Ｎ二重層コーティングでコーティングされた本発明に係る一連のエンドミルと比較した。

すべてのコーティングは、陰極アーク蒸発で構成された。Ｎｏ１．４からＮｏ１．１０のコーティングの蒸着は、窒素雰囲気下で、６００℃の温度および３．５Ｐａの全体圧力で蒸着が行なわれた。第１の支持層には、好ましくは−４０Ｖから−１００Ｖの低いバイ
アス電圧がかけられ、一方、第２の層には、−８０Ｖから−２００Ｖの高いバイアス電圧が使用され、ここで第２の層のバイアス電圧は、第１の層のバイアス電圧よりも絶対値で少なくとも２０Ｖ、好ましくは４０Ｖ高いものである。Ｎｏ１．１からＮｏ１．３のコーティングの蒸着は、窒素雰囲気下で５００℃の温度および３．０から４．０Ｐａの全体圧力で蒸着が行なわれた。

それぞれの蒸発物質（ターゲット）の組成に関連したデータとして、コーティングの第２のナノ結晶コーティング層（m.l.）内のＡｌ／Ｃｒ比、複数の層の厚み比Ｑ_D（m.l./s.l.）、および切削長さが９０ｍに達したあとの側面摩耗をマイクロメートルで表現した切削性能、および１００μｍの摩耗指標に達したときの累積工具寿命をメートルで表わしたものが表１にまとめられている。

フライス加工条件：
加工対象物： ＤＩＮ １．２３７９（６０ＨＲＣ）
切削工具： ２つの溝付きボールノーズエンドミル、φ１０ｍｍ、
超硬グレード超微粒合金
主軸回転： ８０００ｍｉｎ-1
切削速度： ２００ｍｍｉｎ-1
一刃当り送り量： ０．１ｍｍ／刃
切削の放射方向深さ： ０．５ｍｍ
切削の軸方向深さ： ０．３ｍｍ
冷却剤： 圧縮乾燥空気
フライス作業： 下向き削り
シングルパス長さ： ３０ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１００ｕｍ（シングルパス終了時点において）

表１を参照して、比較例１．３から１．６の性能は、二重層構造でコートされた本発明に係る工具と比較して劣っている。実施例１．４から１．５の１層のＡｌＣｒＳｉＷＮコーティングの顕著な向上にかかわらず、実施例１．３の非合金ＡｌＣｒＮコーティング、
または実施例１．６のＴｉＡｌＮ／ＡｌＣｒＮ二重層と比較すると、これらのコーティングは本発明の実施例の１．７から１．８と同等であると見なすことができない。しかしながら、本発明の二重の層の厚み比Ｑ_Dは、薄いシリコン含有層でコーティングされた実施例１．１０の低い性能に示されるように、重要な事項であると思われる。

実施例２
実施例２においては、実施例１と同様の蒸着パラメータが適用された。

試験２．１から２．３ではＳｉの第２のコーティングにおける含有量は一定のＡｌ／Ｃｒ比において変化させ、試験２．４から２．６では、Ａｌ／Ｃｒの比は、一定のＳｉ含有量において変化させた。小さなタングステンの変化−約最大で２±０．３％−が実施例２のすべての試験において測定され、表２に示されている。

フライス加工条件：
加工対象物： ＤＩＮ １．２３７９（６０ＨＲＣ）
切削工具： ２つの溝付きボールノーズエンドミル、φ１０ｍｍ、
超硬グレード超微粒合金
主軸回転： ８０００ｍｉｎ-1
切削速度： ２００ｍｍｉｎ-1
一刃当り送り量： ０．１ｍｍ／刃
切削の放射方向深さ： ０．５ｍｍ
切削の軸方向深さ： ０．３ｍｍ
冷却剤： 縮乾燥空気
フライス作業： 下向き削り
シングルパス長さ： ３０ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１００ｕｍ（シングルパス終了時点において）

表２では、一定のＳｉ含有量（Ｎｏ．２．４−２．６）において、硬度測定は、第２のコーティングに含有される、Ａｌ／Ｃｒ比の上昇に従って硬度が減少することを示している。一定のＡｌ／Ｃｒ比においては、硬度の最大値および切削性能の最大値は、Ｓｉ含有量が約１０％において見られた。さらに明らかなことであるが、Ｓｉ含有量は良好な切削
性能を得るためには少なくとも５．３％以上である。

上記に示したＱ_I値を定義するためにＸＲＤ分析に用いたパラメータおよび構造は、図１に詳細に示されている。ここで指数を定義するための（１１１）ピークは２−Θで約３７．５°の角度に位置し、（２００）ピークは約４３．７°に位置するものである。優先的には、２°での低角入射で測定されたＱ＝Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値は、１の周辺であり、特に０．７から２の間である。

実施例３
下記に示されるパラメータに従った荒削り操作における本発明のコーティングＮｏ３．４のフライス削り能力を、従来技術のコーティングＮｏ３．１−３．３までと比較した。実施例３においては、実施例１で示されたのと同様の蒸着パラメータが適用された。

フライス加工条件：
加工対象物： ＤＩＮ １．２３４４（５２ＨＲＣ）
切削工具： ２つの溝付きボールノーズエンドミル、φ１０ｍｍ、
超硬グレード超微粒合金
主軸回転： ４６９０ｍｉｎ^-1
切削速度： ８０ｍｍｉｎ^-1
一刃当り送り量： ０．１５ｍｍ／刃
切削の放射方向深さ： ４ｍｍ
切削の軸方向深さ： ０．８ｍｍ
冷却剤： 圧縮乾燥空気
フライス作業： 下向き削り
シングルパス長さ： １５．５ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１５０ｕｍ（シングルパス終了時点において）

実施例４
Ｎｏ．３．４で使用されたのと同様の新しいコーティングを、Ｎｏ．４．４で用い、合金化された硬度が３６ＨＲＣの切削工具の仕上げ作業における性能を、従来のコーティングである４．１から４．３までと比較した。

フライス加工条件：
加工対象物： ＤＩＮ １．２３４４（３６ＨＲＣ）
切削工具： ３つの溝付きエンドミル、φ８ｍｍ、超硬グレード超微粒合金
主軸回転： ４７７７ｍｉｎ-1
切削速度： １２０ｍｍｉｎ-1
一刃当り送り量： ０．０５ｍｍ／刃
切削の放射方向深さ： ０．５ｍｍ
切削の軸方向深さ： ０．１０ｍｍ
冷却剤： 圧縮乾燥空気
フライス方向： 下向き削り
シングルパス長さ： ５ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１００ｕｍ（シングルパス終了時点において）

従来のコーティングと比べて顕著な性能の向上は、新規のコーティングの軟性スチールの機械工作における潜在能力を証明する。

実施例５
実施例５では、切削の適用の前に、ブラッシング機を用いてＤＥ２０ ２００６ ０００ ６５４１に従ってブラッシング処理をコーティングに行ない、状態を初期の均質な摩耗に調整し、その後切削の適用の間の摩耗の均質な進行を確保する。

被覆工具の処理は、ＤＥＧＭ２０ ２００６ ０００ ６４５．１の図２および５頁最終段落から６頁の第１段落の終わりまでの記載に従った回転式ブラシによって行ない、本発明は引用することによって援用する。ブラシ角度は工具の軸を基準として約３０度であり、回転スピードは６５０回転／分であった。ブラッシング材料ＳｉＣ含浸ナイロンであり、ＳｉＣ結晶粒のサイズは４００メッシュ、毛の直径は０．４５ｍｍ、毛の長さは３５ｍｍであった。工具の付随体の回転は８回転／分であり、台支持付随体の回転は、０．３回転／分であった。刃先に沿った加工対象物の少量のマイクロメートルの縞模様に対する同様の効果は、Ａｌ₂Ｏ₃含浸ブラシを用いて達成することができた。しかしながら、この場合は、ブラシッシング時間は、仮に上記に示されたものと同じパラメータを使用すると、３倍であった（たとえば支持台の回転を０．１回転／分と設定した）。

コーティングは、Ｎｏ１．２およびＮｏ１．８のパラメータに従って蒸着した。
フライス加工条件：
切削工具： ２つの溝付きボールノーズエンドミル、φ５ｍｍ、
超硬グレード超微粒合金
加工対象物： １．２３７９ ６２ＨＲＣ
主軸回転速度： ６０００ｒｅｖ／ｍｉｎ
切削の軸方向深さ： ０．４ｍｍ
切削の放射方向深さ： ０．０５ｍｍ
一刃当り送り量： ０．１０ｍｍ／刃
切削速度： １８４ｍ／ｍｉｎ
送り速度： ６００ｍｍ／ｍｉｎ
冷却剤： 空気
フライス作業： くぼみ（５６ｍｍ×２６ｍｍ）に対する下向き削り技術
シングルパス長さ： １Ｐｏｃｋｅｔ
寿命限度： ｖ_bmax＞１００ｕｍ（くぼみ終了時点において）

表５の切削データは、このような切削操作におけるブラッシング処理は、新しい多層コーティング（５．３および５．４）でコーティングされた工具にとって非常に有用であることを示し、一方、ＡｌＴｉＮでコートされた工具にとっては、このような処理が適用されたときは、わずかながら性能の減少が見られることを示す。

代替的にまたはさらに追加的に、ブラシ、熱風、研削工程またはそのようなものによる同様のホーニング処理を、コーティングプロセスの前に適用できる。

実施例６
タングステンを、単独の合金化元素としたときの影響を試験するために、一連のサンプルが準備された。Ｎｏ１．２およびＮｏ１．８のパラメータに従ってコーティングが蒸着された。

フライス加工条件：
切削工具： ２つの溝付きボールノーズエンドミル、φ１０ｍｍ、
超硬グレード超微粒合金
加工対象物： １．２３７９（６２ＨＲＣ）
主軸回転： ８０００ｍｉｎ-1
切削速度： ２００ｍｍｉｎ-1
一刃当り送り量： ０．１ｍｍ／刃
切削の放射方向深さ： ０．５ｍｍ
切削の軸方向深さ： ０．３ｍｍ
冷却剤： 圧縮乾燥空気
フライス作業： 下向き削り
シングルパス長さ： ３０ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１００ｕｍ（シングルパス終了時点において）

Ｎｏ．６．１と比較して、Ｎｏ．６．２はフライス切削性能がわずかに向上した。これは明らかに、第２のＡｌＣｒＮ−ベース層にＷを追加したことに起因する。最適化されたコーティング、異なるＡｌ／Ｃｒ−比および追加にＳｉを含むものと比較するとまだ差がある。

実施例７
表７を参照して、支持層に対応するＴｉＡｌＮ層および本発明のコーティングの二重層の、硬度およびヤング係数が測定された。測定方法は、ヴィッカース微小硬さ試験を用い、４０ｍＮ荷重における、約０．３μｍの侵入深さとなったときであった。したがって、基板材料および支持層からの重要な影響は測定において検出され得なかった。第２のコーティングと比較して、支持層は低い硬度値および高いヤング係数で特徴付けられる。

表７の実施例から、ＡｌＣｒＳｉＷＮでコートされた本発明に係る工具は、従来技術のＡｌＣｒＮコーティングと比較して、硬質工具性能において驚くべき性能の向上を示すことが明らかである。

実施例８
表８を参照して、従来技術にコーティング８．１および、２つの本発明のコーティング８．２および８．３で図６に詳細に示されているように熱誘導相転移を示すものの性能が示されている。ターゲット組成８．２のコーティングでは、ｈｃｐ層が蒸着されたことの証明は、観察することが困難であった。４０ｍの切削後のみにおいて、明らかであるが、しかしながら、コーティング８．３の図６（Ｂ）よりも確かに小さなシグナルが検出できた。

切削工具： ６つの溝付きスクエアエンドミル、
超硬グレード超微粒合金
加工対象物： ＤＩＮ １．２３７９（６０ＨＲＣ）
主軸回転スピード： ７９５８ １／ｍｉｎ
切削の軸方向深さａｅ： ８ｍｍ
切削の放射方向深さａｐ： ０．１ｍｍ
一刃当り送り量ｆｚ： ０．０４２ｍｍ／刃
切削速度ｖｃ： ２００ｍ／ｍｉｎ
冷却剤： 圧縮空気
フライス作業： 側面切削
シングルパス長さ： １０ｍ
寿命限度： ｖ_bmax＞１５０ｕｍ

上記に示された本明細書および実施例の範囲の硬質工具への適用への焦点にもかかわらず、当業者はこのようなコーティングは他の工具および、たとえばスタンピングおよび鍛造、またはダイカストまたは鋳造のようなホットインジェクション操作、同様に高い耐摩耗性および高温時硬さを必要とする部品の工業材料部品を形成するための機械工作の適用へ有利に適用することができることを認識しているであろう。このような工業技術への適用の例としては、燃焼機関の一部、特にカムやタペットのようなパワートレインの一部、注射針および弁座のような燃料噴射システムの一部、ピストンリングおよびピン、高温軸受部およびこれらに類するものがあり得る。
（付記１）
表面を有する加工対象物であって、前記表面の少なくとも一部は、ＰＶＤプロセスによって蒸着された耐摩耗性多層ハードコートで被覆され、前記ハードコートは、第１の支持層と、ＳＥＭ断面においてナノ結晶成長構造を示す第２の層とを少なくとも含み、前記第１の層は、前記加工対象物と前記第２の層との間に配置され、
前記第１の層は、下記の組成物
（Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、０．４＜ａ＜０．６、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
または
（Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、０．５＜ｂ＜０．７、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
からなるコーティング剤を含み、
前記第２の層は、下記の組成物
（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、Ｍは、クロムを除く、周期律の４族、５族、６族の遷移金属の中の少なくとも１つの元素を示し、
０．２＜ｃ≦０．３５，０＜ｄ≦０．２０，０＜ｅ≦０．０４である）
からなるコーティング剤を含む、加工対象物。
（付記２）
前記第１の層は、下記の組成物
（Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、０．４＜ａ＜０．６、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
または
（Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、０．５＜ｂ＜０．７、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
からなるコーティング剤を含み、
前記第２の層は、下記の組成物
（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ’_ｅ'）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
（ここで、Ｍ’は、Ｗ、Ｍｏ、ＴａまたはＣｂ（Ｎｂ）を意味し、
０．２＜ｃ≦０．３５，０．０６≦ｄ’≦０．１５，０＜ｅ≦０．０４である）
からなるコーティング剤を含む、付記１に記載の加工対象物。
（付記３）
指数Ｑ_{Ａｌ／Ｃｒ}＝（１−ｃ−ｄ−ｅ）／ｃが、下記の範囲内
１．７≦Ｑ_{Ａｌ／Ｃｒ}≦２．４
である、付記１に記載の加工対象物。
（付記４）
コーティングの厚さＤが、下記の範囲内
１μｍ≦Ｄ≦１０μｍである、付記１に記載の加工対象物。
（付記５）
コーティングの厚さＤが、下記の範囲内
２μｍ≦Ｄ≦６μｍである、付記１に記載の加工対象物。
（付記６）
第１の支持層の厚さＤ_１が、第２のコーティングの厚さＤ_２より小さい、付記１に記載の加工対象物。
（付記７）
第１の支持層の硬度ＨＶ_１が、第２のコーティングの硬度ＨＶ_２より小さい、付記１に記載の加工対象物。
（付記８）
前記第２の層が、ＳＥＭ断面においてナノ結晶成長構造を示す、付記１に記載の加工対象物。
（付記９）
前記第１の層が、ＳＥＭ断面において柱状成長構造を示す、付記１に記載の加工対象物。
（付記１０）
前記ナノ結晶の第２の層のテクスチャ係数Ｑ_Ｉ＝Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が０．７≦Ｑ_Ｉ≦２の範囲内である、付記１に記載の加工対象物。
（付記１１）
前記第１の層は、（Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙおよび（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙの層が交互に重なった多層、または（Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙおよび（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙの層が交互に重なった多層を含む、付記１に記載の加工対象物。
（付記１２）
本体が高速度鋼、超硬合金、立方晶窒化ホウ素、サーメット材またはセラミック材からなる、付記１に記載の加工対象物。
（付記１３）
前記加工対象物が切削工具である、付記１に記載の加工対象物。
（付記１４）
前記加工対象物は、エンドミルと、ドリルと、切削インサートと、歯切り工具とからなるグループから選択される切削工具である、付記１に記載の加工対象物。
（付記１５）
付記１に記載の加工対象物を製造するためのＰＶＤプロセスであって、前記加工対象物を、５５０℃を超える温度まで加熱し、蒸着プロセスの間、該温度を維持する工程を含む、ＰＶＤプロセス。
（付記１６）
付記１に記載の加工対象物を製造するためのＰＶＤプロセスであって、前記加工対象物を、約６００℃の温度まで加熱し、蒸着プロセスの間、該温度を維持する工程を含む、ＰＶＤプロセス。
（付記１７）
前記第１のコーティングの蒸着の間に、第１の基板電圧Ｕ_１を適用し、前記第２のコーティングの蒸着の間に、より高い第２の基板電圧Ｕ_２を適用する工程を含む、付記１５または１６に記載のＰＶＤプロセス。
（付記１８）
０Ｖ≦Ｕ_１≦−１００Ｖおよび−８０Ｖ≦Ｕ_２≦−２００Ｖ、ここで
である、付記１７に記載のＰＶＤプロセス。
（付記１９）
付記９に記載の切削工具を用いて、ロックウェル硬さがＨＲＣ５０またはそれ以上を有する硬質材料を切削する切削プロセス。
（付記２０）
前記硬質材料が硬化鋼である、付記１９に記載の切削プロセス。

Claims (26)

1. 表面を有する加工対象物であって、前記表面の少なくとも一部は、ＰＶＤプロセスによって蒸着された耐摩耗性多層ハードコートで被覆され、前記ハードコートは、第１の支持層と第２の層とを少なくとも含み、前記第１の層は、前記加工対象物と前記第２の層との間に配置され、
   前記第１の層は、下記の組成物
   （Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、０．４＜ａ＜０．６、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
   または
   （Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、０．５＜ｂ＜０．７、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
   からなるコーティング剤を含み、
   前記第２の層は、下記の組成物
   （Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、Ｍは、クロムを除く、周期律の４族、５族、６族の遷移金属の中の少なくとも１つの元素を示し、
   ０．２＜ｃ≦０．３５，０＜ｄ≦０．２０，０＜ｅ≦０．０４である）
   からなるコーティング剤を含み、
   前記第２の層は２つの異なる結晶相を含む、加工対象物。
2. 前記第１の層は、下記の組成物
   （Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、０．４＜ａ＜０．６、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
   または
   （Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、０．５＜ｂ＜０．７、および０≦ｘおよびｙ＜０．３である）
   からなるコーティング剤を含み、
   前記第２の層は、下記の組成物
   （Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ’_ｅ'）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙ
   （ここで、Ｍ’は、Ｗ、Ｍｏ、ＴａまたはＣｂ（Ｎｂ）を意味し、および
   ０．２＜ｃ≦０．３５，０．０６≦ｄ’≦０．１５，０＜ｅ≦０．０４である）
   からなるコーティング剤を含む、請求項１に記載の加工対象物。
3. 前記第２の層が２つの異なる結晶相を含む、請求項１に記載の加工対象物。
4. 前記異なる結晶相が、面心立方（ｆｃｃ）および六方最密（ｈｃｐ）相である、請求項３に記載の加工対象物。
5. 前記ｈｃｐ相のＸ線回折シグナルが、熱処理または高い作業温度に晒された場合に、より平坦になる、請求項４に記載の加工対象物。
6. 前記ｈｃｐ相がＡｌに富んでいる、請求項４に記載の加工対象物。
7. 蒸着されている前記ｈｃｐ相の割合が、５から４０容量％である、請求項４に記載の加工対象物。
8. 前記第２の層が、ＳＥＭ断面においてナノ結晶成長構造を示す、請求項３に記載の加工対象物。
9. 前記ナノ結晶の第２の層のテクスチャ係数Ｑ_Ｉ＝Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が０．７≦Ｑ_Ｉ≦２の範囲内である、請求項３に記載の加工対象物。
10. 指数Ｑ_{Ａｌ／Ｃｒ}＝（１−ｃ−ｄ−ｅ）／ｃが、下記の範囲内
    １．７≦Ｑ_{Ａｌ／Ｃｒ}≦２．４
    である、請求項１に記載の加工対象物。
11. コーティングの厚さＤが、下記の範囲内
    １μｍ≦Ｄ≦１０μｍである、請求項１に記載の加工対象物。
12. 第１の支持層の厚さＤ_１が、第２のコーティングの厚さＤ_２より小さい、請求項１に記載の加工対象物。
13. 第１の支持層の硬度ＨＶ_１が、第２のコーティングの硬度ＨＶ_２より小さい、請求項１に記載の加工対象物。
14. 前記第１の層が、ＳＥＭ断面において柱状成長構造を示す、請求項１に記載の加工対象物。
15. 前記第１の層は、（Ｔｉ_ａＡｌ_１−ａ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙおよび（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙの層が交互に重なった多層、または（Ａｌ_ｂＣｒ_１−ｂ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙおよび（Ａｌ_{１−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ｃＳｉ_ｄＭ_ｅ）Ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｃ_ｘＯ_ｙの層が交互に重なった多層を含む、請求項１に記載の加工対象物。
16. 本体が高速度鋼、超硬合金、立方晶窒化ホウ素、サーメット材またはセラミック材からなる、請求項１に記載の加工対象物。
17. 前記加工対象物が切削工具である、請求項１に記載の加工対象物。
18. 請求項１７に記載の切削工具を用いて、硬質材料を切削する切削プロセス。
19. 請求項１７に記載の切削工具を用いて、ロックウェル硬さがＨＲＣ５０またはそれ以上を有する材料を切削する切削プロセス。
20. 前記硬質材料が硬化鋼である、請求項１８に記載の切削プロセス。
21. 請求項１に記載の加工対象物を製造するためのＰＶＤプロセスであって、前記加工対象物を、５５０℃を超える温度まで加熱し、および蒸着プロセスの間、該温度を維持する工程を含む、ＰＶＤプロセス。
22. 請求項１に記載の加工対象物を製造するためのＰＶＤプロセスであって、前記加工対象物を、約６００℃の温度まで加熱し、および蒸着プロセスの間、該温度を維持する工程を含む、ＰＶＤプロセス。
23. 前記第１のコーティングの蒸着の間に、第１の基板電圧Ｕ_１を適用し、および前記第２のコーティングの蒸着の間に、より高い第２の基板電圧Ｕ_２を適用する工程を含む、請求項２１または２２に記載のＰＶＤプロセス。
24. ０Ｖ≦Ｕ_１≦−１００Ｖおよび−８０Ｖ≦Ｕ_２≦−２００Ｖ、ここで
    である、請求項２３に記載のＰＶＤプロセス。
25. コーティングの厚さＤが、下記の範囲内
    ２μｍ≦Ｄ≦６μｍである、請求項１に記載の加工対象物。
26. 前記加工対象物は、エンドミルと、ドリルと、切削インサートと、歯切り工具とからなるグループから選択される切削工具である、請求項１に記載の加工対象物。