JPH05195199A - 耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン グ薄膜の製造方法 - Google Patents
耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン グ薄膜の製造方法Info
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- JPH05195199A JPH05195199A JP4283649A JP28364992A JPH05195199A JP H05195199 A JPH05195199 A JP H05195199A JP 4283649 A JP4283649 A JP 4283649A JP 28364992 A JP28364992 A JP 28364992A JP H05195199 A JPH05195199 A JP H05195199A
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Abstract
(57)【要約】
［目的］ 機械部品や切削工具などの表面に、耐食性、
耐摩耗性および耐凝着性に優れ、密着性の良い硼化物系
超硬質コーティング薄膜の製造方法を提供する。 ［構成］ ＴｉＢ2 などの２元系硼化物粉末にＭｏ2Ｎ
ｉＢ2などの３元系複硼化物粉末を添加し、または、そ
の混合粉末にさらにＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ粉末など
を添加し、湿式混合粉砕して焼結することにより硼化物
系超硬質合金ソースを作成し、これを用いて、スパッタ
リング、イオンビームスパッタリング、電子サイクロト
ロンスパッタリング、真空蒸着あるいはイオンプレーテ
ィングなど主としてＰＶＤ法により薄膜を形成する。
耐摩耗性および耐凝着性に優れ、密着性の良い硼化物系
超硬質コーティング薄膜の製造方法を提供する。 ［構成］ ＴｉＢ2 などの２元系硼化物粉末にＭｏ2Ｎ
ｉＢ2などの３元系複硼化物粉末を添加し、または、そ
の混合粉末にさらにＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ粉末など
を添加し、湿式混合粉砕して焼結することにより硼化物
系超硬質合金ソースを作成し、これを用いて、スパッタ
リング、イオンビームスパッタリング、電子サイクロト
ロンスパッタリング、真空蒸着あるいはイオンプレーテ
ィングなど主としてＰＶＤ法により薄膜を形成する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、硼化物系超硬質合金ソ
ースを出発原料としてスパッタリング、イオンビームス
パッタリング、電子サイクロトロンスパッタリング、真
空蒸着あるいはイオンプレーティングすることを特徴と
する耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティ
ング薄膜の製造方法に関する。
ースを出発原料としてスパッタリング、イオンビームス
パッタリング、電子サイクロトロンスパッタリング、真
空蒸着あるいはイオンプレーティングすることを特徴と
する耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティ
ング薄膜の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】産業機械の自動化、高速化やメンテナン
スフリー化などの高性能化、あるいは製品の高品質化に
伴い、そこで用いられる機械部品や切削工具などは一段
と厳しい耐摩耗性、耐食性、耐熱性が求められるように
なってきた。例えば、機械の高速化は部品に従来以上の
摩耗損傷を与えることになり、高速化を達成するために
は各部品が耐摩耗性および耐熱性に優れることが必須の
条件となっている。
スフリー化などの高性能化、あるいは製品の高品質化に
伴い、そこで用いられる機械部品や切削工具などは一段
と厳しい耐摩耗性、耐食性、耐熱性が求められるように
なってきた。例えば、機械の高速化は部品に従来以上の
摩耗損傷を与えることになり、高速化を達成するために
は各部品が耐摩耗性および耐熱性に優れることが必須の
条件となっている。
【０００３】現在、構造用材料として最も多く使用され
ている材料は、工具鋼や高速度鋼などの鉄鋼材料であ
る。これは鉄鋼材料が、加工し易く材料費が安価である
割に強度や破壊靱性値が高く、組成や熱処理により特性
を変化させて、さまざまな用途に対応させることができ
るなどの利点を有するためであり、古くから研究が進
み、信頼性の点からも他の材料の追随を許さない地位を
占めている。しかし、前述したような、最近の機械の高
性能化、高機能化に伴う耐摩耗性、耐熱性あるいは耐食
性に対する要求には対応できず、新しい材料の開発が望
まれている。
ている材料は、工具鋼や高速度鋼などの鉄鋼材料であ
る。これは鉄鋼材料が、加工し易く材料費が安価である
割に強度や破壊靱性値が高く、組成や熱処理により特性
を変化させて、さまざまな用途に対応させることができ
るなどの利点を有するためであり、古くから研究が進
み、信頼性の点からも他の材料の追随を許さない地位を
占めている。しかし、前述したような、最近の機械の高
性能化、高機能化に伴う耐摩耗性、耐熱性あるいは耐食
性に対する要求には対応できず、新しい材料の開発が望
まれている。
【０００４】このような要求に対し、さまざまなセラミ
ックスやその複合材料が開発されているが、信頼性やコ
ストパフォーマンスという点でまだ問題を多く残してい
る。また、最近ＴｉＢ2，ＺｒＢ2などの硼化物を主成分
とした高耐摩耗性超硬質合金が提案されている（例えば
特公昭６１−１９５９３、特公昭６１−５０９０９な
ど）。ＴｉＢ2，ＺｒＢ2などの硼化物は、ＴｉＣなどの
炭化物の持つ耐摩耗性とＴｉＮなどの窒化物の持つ耐熱
性の両方を兼ね備えており、さらにアルミニウム、亜鉛
などの溶融金属に侵食されないなど多くの利点を有して
いる。高耐摩耗性超硬質合金はこのような利点を持つと
ともに、ち密で構造用材料として充分に高い強度を有す
るため、非常に優れた耐摩耗性、耐熱性、耐食性を示
し、熱間ダイス、プレス金型や切削工具などに広く使用
されている。この高耐摩耗性超硬質合金は特公昭６１−
１９５９３などに提案されているように、原料粉末を粉
砕、混合し、成形したのち焼結する、いわゆる粉末冶金
法で製造されるもので、通常は焼結体で使用されてい
る。各種装置、機械に用いられる耐摩耗部材や部品の多
くは、その一部分のみに耐摩耗性や耐熱性などの特性が
必要である場合が多く、また、複雑で大型形状の部材で
は、機械加工の困難さもあって、全体をこの合金で構成
することは経済的に有利ではない。
ックスやその複合材料が開発されているが、信頼性やコ
ストパフォーマンスという点でまだ問題を多く残してい
る。また、最近ＴｉＢ2，ＺｒＢ2などの硼化物を主成分
とした高耐摩耗性超硬質合金が提案されている（例えば
特公昭６１−１９５９３、特公昭６１−５０９０９な
ど）。ＴｉＢ2，ＺｒＢ2などの硼化物は、ＴｉＣなどの
炭化物の持つ耐摩耗性とＴｉＮなどの窒化物の持つ耐熱
性の両方を兼ね備えており、さらにアルミニウム、亜鉛
などの溶融金属に侵食されないなど多くの利点を有して
いる。高耐摩耗性超硬質合金はこのような利点を持つと
ともに、ち密で構造用材料として充分に高い強度を有す
るため、非常に優れた耐摩耗性、耐熱性、耐食性を示
し、熱間ダイス、プレス金型や切削工具などに広く使用
されている。この高耐摩耗性超硬質合金は特公昭６１−
１９５９３などに提案されているように、原料粉末を粉
砕、混合し、成形したのち焼結する、いわゆる粉末冶金
法で製造されるもので、通常は焼結体で使用されてい
る。各種装置、機械に用いられる耐摩耗部材や部品の多
くは、その一部分のみに耐摩耗性や耐熱性などの特性が
必要である場合が多く、また、複雑で大型形状の部材で
は、機械加工の困難さもあって、全体をこの合金で構成
することは経済的に有利ではない。
【０００５】一部分に耐摩耗性や耐熱性を必要とする場
合、母材を信頼性が高く安価な鉄鋼材料とし、必要とさ
れる部分だけに高硬度を有するＴｉＣなどの炭化物、Ｔ
ｉＮなどの窒化物、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物の薄膜をイオ
ンプレーティング法、蒸着法、あるいはスパッタリング
法などのＰＶＤ法、およびＣＶＤ法で表面に硬質のコー
ティング層を形成することが行われている。特にＴｉＣ
やＴｉＮなどの炭化物や窒化物はイオンプレーティング
法により密着性の良いコーティング薄膜が得られてい
る。炭化物、窒化物、酸化物と同様、高硬度で優れた耐
摩耗性、耐食性、耐熱性を有する物質として硼化物があ
る。硼化物の中にはＴｉＢ2やＺｒＢ2などアルミニウ
ム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなどの溶融金
属に対してきわめて優れた耐食性を示すと共に耐摩耗性
や耐熱性に優れる材料もあり、炭化物、窒化物および酸
化物コーティング薄膜によっては十分対応しきれない分
野への適用も期待されている。
合、母材を信頼性が高く安価な鉄鋼材料とし、必要とさ
れる部分だけに高硬度を有するＴｉＣなどの炭化物、Ｔ
ｉＮなどの窒化物、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物の薄膜をイオ
ンプレーティング法、蒸着法、あるいはスパッタリング
法などのＰＶＤ法、およびＣＶＤ法で表面に硬質のコー
ティング層を形成することが行われている。特にＴｉＣ
やＴｉＮなどの炭化物や窒化物はイオンプレーティング
法により密着性の良いコーティング薄膜が得られてい
る。炭化物、窒化物、酸化物と同様、高硬度で優れた耐
摩耗性、耐食性、耐熱性を有する物質として硼化物があ
る。硼化物の中にはＴｉＢ2やＺｒＢ2などアルミニウ
ム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなどの溶融金
属に対してきわめて優れた耐食性を示すと共に耐摩耗性
や耐熱性に優れる材料もあり、炭化物、窒化物および酸
化物コーティング薄膜によっては十分対応しきれない分
野への適用も期待されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】硼化物は難焼結性であ
るため、硼化物のコーティングは固体のソースを必要と
しないＣＶＤ法や、ＩＶａ〜ＶＩａ属金属と硼素を別々
の容器に入れたものを蒸発源としたイオンプレーティン
グ法および蒸着法によって行われている。前者は通常、
基板温度を７５０℃以上の高温とするため、基板の変質
や熱変形が起こり易く、耐熱性の乏しい基板にはコーテ
ィングできないという欠点がある。後者は純粋な硼素が
高価であり、またＩＶａ〜ＶＩａ属金属と硼素の沸点差
が大きいため、各々の蒸発速度を厳密にコントロールし
なければ安定したコーティング薄膜は得られず、工業化
されるには至っていない。
るため、硼化物のコーティングは固体のソースを必要と
しないＣＶＤ法や、ＩＶａ〜ＶＩａ属金属と硼素を別々
の容器に入れたものを蒸発源としたイオンプレーティン
グ法および蒸着法によって行われている。前者は通常、
基板温度を７５０℃以上の高温とするため、基板の変質
や熱変形が起こり易く、耐熱性の乏しい基板にはコーテ
ィングできないという欠点がある。後者は純粋な硼素が
高価であり、またＩＶａ〜ＶＩａ属金属と硼素の沸点差
が大きいため、各々の蒸発速度を厳密にコントロールし
なければ安定したコーティング薄膜は得られず、工業化
されるには至っていない。
【０００７】固体のソースを用いる方法として、ＴｉＢ
2やＺｒＢ2をホットプレスによって作成することが試み
られているが、ホットプレスによってもち密な焼結体を
得ることは難しく、気孔の多い焼結体では安定したソー
スとはならないし、またソースとして適した形状に加工
することも困難である。また、ＴｉＢ2やＺｒＢ2に微量
のＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを添加してち密化させたソースも提
案されている。しかし、ＴｉやＺｒとＢとは融解、蒸発
速度が異なるために、所定の組成のコーティング薄膜を
得るためにＴｉやＺｒとＢの割合を調節することが必要
であるが、このソースには組成的な自由度がないために
その調節ができないという問題がある。
2やＺｒＢ2をホットプレスによって作成することが試み
られているが、ホットプレスによってもち密な焼結体を
得ることは難しく、気孔の多い焼結体では安定したソー
スとはならないし、またソースとして適した形状に加工
することも困難である。また、ＴｉＢ2やＺｒＢ2に微量
のＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏを添加してち密化させたソースも提
案されている。しかし、ＴｉやＺｒとＢとは融解、蒸発
速度が異なるために、所定の組成のコーティング薄膜を
得るためにＴｉやＺｒとＢの割合を調節することが必要
であるが、このソースには組成的な自由度がないために
その調節ができないという問題がある。
【０００８】本発明は主としてＰＶＤ法により安定して
形成することが可能であり、密着性が高く、耐摩耗性、
耐熱性および耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン
グ薄膜の製造方法を提供することを目的とする。
形成することが可能であり、密着性が高く、耐摩耗性、
耐熱性および耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン
グ薄膜の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めには、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖを表し、ｘ＝１〜２、ｙ＝１〜４である）
で表せる２元系硼化物の中から選ばれた少なくとも１種
以上を４０〜９８重量％（以下％は重量％）とＭｏ2Ｆ
ｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2ＮｉＢ2，Ｗ2ＦｅＢ2，Ｗ2
ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏ
Ｂの中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物を２〜６
０％と、これらの合金中に含まれる不可避的不純物から
なる硼化物系超硬質合金ソース（以下合金ソースＡとす
る）を出発材料とするか、あるいは、ＭｘＢｙで表せる
２元系硼化物の中から選ばれた少なくとも１種以上を３
０〜７８％、Ｍｏ2ＦｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2Ｎｉ
Ｂ2，Ｗ2ＦｅＢ2，Ｗ2ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏ
Ｂ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上の３
元系複硼化物を２〜３０％、ＴｉＣ，ＴｉＮおよびＣ／
Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮの中から
選ばれた少なくとも１種以上を１０〜５５％と、これら
の合金中に含まれる不可避的不純物からなる硼化物系超
硬質合金ソース（以下合金ソースＢとする）を出発材料
としてとして、基板上にスパッタリング、イオンビーム
スパッタリング、電子サイクロトロンスパッタリング、
真空蒸着あるいはイオンプレーティングにより薄膜を形
成することにより可能である。これらの薄膜は、いずれ
も耐摩耗性、耐食性、耐熱性に優れているが、合金ソー
スＡを用いて製造した薄膜は、特にアルミニウムや亜鉛
などの非鉄金属との耐摩耗性やそれらの溶融金属に対す
る耐食性に優れており、合金ソースＢを用いて製造した
薄膜は、特に工具鋼などの鉄系材料との耐摩耗性に優れ
ている。
めには、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖを表し、ｘ＝１〜２、ｙ＝１〜４である）
で表せる２元系硼化物の中から選ばれた少なくとも１種
以上を４０〜９８重量％（以下％は重量％）とＭｏ2Ｆ
ｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2ＮｉＢ2，Ｗ2ＦｅＢ2，Ｗ2
ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏ
Ｂの中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物を２〜６
０％と、これらの合金中に含まれる不可避的不純物から
なる硼化物系超硬質合金ソース（以下合金ソースＡとす
る）を出発材料とするか、あるいは、ＭｘＢｙで表せる
２元系硼化物の中から選ばれた少なくとも１種以上を３
０〜７８％、Ｍｏ2ＦｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2Ｎｉ
Ｂ2，Ｗ2ＦｅＢ2，Ｗ2ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏ
Ｂ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上の３
元系複硼化物を２〜３０％、ＴｉＣ，ＴｉＮおよびＣ／
Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮの中から
選ばれた少なくとも１種以上を１０〜５５％と、これら
の合金中に含まれる不可避的不純物からなる硼化物系超
硬質合金ソース（以下合金ソースＢとする）を出発材料
としてとして、基板上にスパッタリング、イオンビーム
スパッタリング、電子サイクロトロンスパッタリング、
真空蒸着あるいはイオンプレーティングにより薄膜を形
成することにより可能である。これらの薄膜は、いずれ
も耐摩耗性、耐食性、耐熱性に優れているが、合金ソー
スＡを用いて製造した薄膜は、特にアルミニウムや亜鉛
などの非鉄金属との耐摩耗性やそれらの溶融金属に対す
る耐食性に優れており、合金ソースＢを用いて製造した
薄膜は、特に工具鋼などの鉄系材料との耐摩耗性に優れ
ている。
【００１０】次に、本発明の硼化物系超硬質コーティン
グ薄膜の製造方法についてさらに詳細に説明する。
グ薄膜の製造方法についてさらに詳細に説明する。
【００１１】まず、合金ソースＡ，Ｂの組成の限定理由
について説明する。合金ソースＡでは、焼結中３元系複
硼化物が液相となることによってち密化を促進する、い
わゆる液相焼結によって高い機械的強度を得ることがで
きる。ここで、３元系複硼化物が２％未満では液相量が
少ないために焼結体を充分ち密化することができない。
このような気孔の多い状態では安定した薄膜を形成する
ためのソースとはなり得ない。また６０％を越えると液
相量が多くなり過ぎ、焼結体の形が崩れるためにソース
としての形状が保てなくなる。従って３元系複硼化物は
２〜６０％であることが望ましい。合金ソースＢの３元
系複硼化物の役割は、合金ソースＡと同様、液相焼結に
よる焼結の促進である。ここで３元系複硼化物が２％未
満では液相量が少ないために焼結体を充分ち密化するこ
とができない。また、合金ソースＢを用いて製造した薄
膜は鉄系材料との耐摩耗性に優れているという特徴があ
るが、３元系複硼化物は鉄系材料とはやや凝着性に劣
り、３０％を越えるとこの凝着のために鉄系材料に対す
る耐摩耗性が若干低下する。従って３元系複硼化物は２
〜３０％の範囲が適当である。次に、ＴｉＣ，ＴｉＮお
よびＣ／Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮ
は１０％未満では添加した効果がなく、また、これらの
硬度は２元系硼化物に比べると低いために、５５％を越
えると合金の硬度低下が大きくなり、特に高速度摩擦に
おける摩耗が大きくなる。従ってＴｉＣ，ＴｉＮおよび
Ｃ／Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮは１
０〜５５％の範囲が適当である。ＴｉＣは耐摩耗性、Ｔ
ｉＮは耐熱性に優れ、ＴｉＣＮはそれぞれに優れるとい
う特徴を持っており、その比率は用途によって変化させ
ることが必要である。その際、ＴｉＣＮのＣ／Ｎの原子
比が０．２５未満、すなわち、Ｎ量がＣ量の４倍を越え
るとＴｉＣＮとＴｉＮの差がなくなり、また４．０を越
えるとＴｉＣとの差がなくなるために、ＴｉＣＮの特徴
を引き出すためにはＣ／Ｎの原子比を０．２５〜４．０
としなければならない。
について説明する。合金ソースＡでは、焼結中３元系複
硼化物が液相となることによってち密化を促進する、い
わゆる液相焼結によって高い機械的強度を得ることがで
きる。ここで、３元系複硼化物が２％未満では液相量が
少ないために焼結体を充分ち密化することができない。
このような気孔の多い状態では安定した薄膜を形成する
ためのソースとはなり得ない。また６０％を越えると液
相量が多くなり過ぎ、焼結体の形が崩れるためにソース
としての形状が保てなくなる。従って３元系複硼化物は
２〜６０％であることが望ましい。合金ソースＢの３元
系複硼化物の役割は、合金ソースＡと同様、液相焼結に
よる焼結の促進である。ここで３元系複硼化物が２％未
満では液相量が少ないために焼結体を充分ち密化するこ
とができない。また、合金ソースＢを用いて製造した薄
膜は鉄系材料との耐摩耗性に優れているという特徴があ
るが、３元系複硼化物は鉄系材料とはやや凝着性に劣
り、３０％を越えるとこの凝着のために鉄系材料に対す
る耐摩耗性が若干低下する。従って３元系複硼化物は２
〜３０％の範囲が適当である。次に、ＴｉＣ，ＴｉＮお
よびＣ／Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮ
は１０％未満では添加した効果がなく、また、これらの
硬度は２元系硼化物に比べると低いために、５５％を越
えると合金の硬度低下が大きくなり、特に高速度摩擦に
おける摩耗が大きくなる。従ってＴｉＣ，ＴｉＮおよび
Ｃ／Ｎの原子比が０．２５〜４．０であるＴｉＣＮは１
０〜５５％の範囲が適当である。ＴｉＣは耐摩耗性、Ｔ
ｉＮは耐熱性に優れ、ＴｉＣＮはそれぞれに優れるとい
う特徴を持っており、その比率は用途によって変化させ
ることが必要である。その際、ＴｉＣＮのＣ／Ｎの原子
比が０．２５未満、すなわち、Ｎ量がＣ量の４倍を越え
るとＴｉＣＮとＴｉＮの差がなくなり、また４．０を越
えるとＴｉＣとの差がなくなるために、ＴｉＣＮの特徴
を引き出すためにはＣ／Ｎの原子比を０．２５〜４．０
としなければならない。
【００１２】本発明の合金ソースは特公昭６１−１９５
９３あるいは特公昭６１−５０９０９に開示されている
粉末冶金法によって製造することができる。合金ソース
Ａでは、例えば、２元系硼化物ＴｉＢ2 粉末に３元系複
硼化物Ｍｏ2ＮｉＢ2粉末を所定の組成となるように添加
し、合金ソースＢでは、例えば２元系硼化物ＺｒＢ2お
よびＴｉＣＮ粉末に３元系複硼化物Ｍｏ2ＦｅＢ2粉末を
所定の組成となるように添加して、アトライターあるい
は振動ボールミルで湿式混合と粉砕を十分に行った後、
窒素ガス中で乾燥造粒する。この混合粉末を黒鉛型に充
填し、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスおよび水素
ガスのような中性または還元性雰囲気中、１００ｋｇ／
ｃｍ2 以上の圧力下において１４００℃〜１９００℃の
温度で加熱するホットプレスによるか、あるいは、前記
の混合粉末を油圧プレスによってあらかじめ圧粉成形し
た圧粉体とし、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスお
よび水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、ある
いは雰囲気加圧中１５００℃〜２０００℃の温度で加熱
する普通焼結することによって製造することができる。
なお、ホットプレスや普通焼結によって得られた焼結体
は、さらに熱間静水圧プレスを行っても良い。また、圧
粉成形は油圧プレスを用いず、冷間静水圧プレスを行っ
ても良く、また混合粉末をキャンニングし直接熱間静水
圧プレスを行って焼結体を得ることもできる。
９３あるいは特公昭６１−５０９０９に開示されている
粉末冶金法によって製造することができる。合金ソース
Ａでは、例えば、２元系硼化物ＴｉＢ2 粉末に３元系複
硼化物Ｍｏ2ＮｉＢ2粉末を所定の組成となるように添加
し、合金ソースＢでは、例えば２元系硼化物ＺｒＢ2お
よびＴｉＣＮ粉末に３元系複硼化物Ｍｏ2ＦｅＢ2粉末を
所定の組成となるように添加して、アトライターあるい
は振動ボールミルで湿式混合と粉砕を十分に行った後、
窒素ガス中で乾燥造粒する。この混合粉末を黒鉛型に充
填し、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスおよび水素
ガスのような中性または還元性雰囲気中、１００ｋｇ／
ｃｍ2 以上の圧力下において１４００℃〜１９００℃の
温度で加熱するホットプレスによるか、あるいは、前記
の混合粉末を油圧プレスによってあらかじめ圧粉成形し
た圧粉体とし、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスお
よび水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、ある
いは雰囲気加圧中１５００℃〜２０００℃の温度で加熱
する普通焼結することによって製造することができる。
なお、ホットプレスや普通焼結によって得られた焼結体
は、さらに熱間静水圧プレスを行っても良い。また、圧
粉成形は油圧プレスを用いず、冷間静水圧プレスを行っ
ても良く、また混合粉末をキャンニングし直接熱間静水
圧プレスを行って焼結体を得ることもできる。
【００１３】ここで、３元系複硼化物は必ずしも化合物
の形で用いる必要はなく、例えば、Ｍｏ2ＦｅＢ2を例に
とると、Ｍｏ2ＦｅＢ2の代わりにＭｏ粉末とＦｅ粉末と
Ｂ粉末、あるいはＭｏ粉末とフェロボロン系のＦｅ−Ｂ
粉末、あるいはＭｏＢ粉末とＦｅ粉末などの混合粉末
が、焼結後にＭｏ2ＦｅＢ2を形成するように配合した混
合粉末を用いても良い。
の形で用いる必要はなく、例えば、Ｍｏ2ＦｅＢ2を例に
とると、Ｍｏ2ＦｅＢ2の代わりにＭｏ粉末とＦｅ粉末と
Ｂ粉末、あるいはＭｏ粉末とフェロボロン系のＦｅ−Ｂ
粉末、あるいはＭｏＢ粉末とＦｅ粉末などの混合粉末
が、焼結後にＭｏ2ＦｅＢ2を形成するように配合した混
合粉末を用いても良い。
【００１４】この合金ソースＡ，Ｂを出発材料として、
任意の基板上にスパッタリング、イオンビームスパッタ
リング、電子サイクロトロンスパッタリング、真空蒸着
あるいはイオンプレーティングにより、０．０２〜１０
０μｍの薄膜を形成する。
任意の基板上にスパッタリング、イオンビームスパッタ
リング、電子サイクロトロンスパッタリング、真空蒸着
あるいはイオンプレーティングにより、０．０２〜１０
０μｍの薄膜を形成する。
【００１５】スパッタリングにおいては、出発材料をカ
ソードターゲットとして、１０-2〜１０-4Ｔｏｒｒの真
空下で基板に膜形成を行う。放電ガスとしてＡｒ等の不
活性ガスを用い、放電エネルギーとしては、直流および
高周波のどちらも用いることができる。スパッタリング
においては、現在主流はマグネトロンスパッタリングで
あり、ターゲット上の磁場を強化することによりスパッ
タリング効率を上げることができる。さらに基板上にバ
イアス電圧を付加することにより膜の組成制御を容易に
することができる。スパッタリングのエネルギー源とし
てイオンビーム、電子サイクロトロン共鳴を用いること
もできる。イオンビームスパッタリングではプラズマフ
リー下、１０-4〜１０-6Ｔｏｒｒの高真空下で膜形成が
でき、放電ガスの混入のない良質の膜が形成できる。こ
れらは、併用して膜形成を行うことも可能である。
ソードターゲットとして、１０-2〜１０-4Ｔｏｒｒの真
空下で基板に膜形成を行う。放電ガスとしてＡｒ等の不
活性ガスを用い、放電エネルギーとしては、直流および
高周波のどちらも用いることができる。スパッタリング
においては、現在主流はマグネトロンスパッタリングで
あり、ターゲット上の磁場を強化することによりスパッ
タリング効率を上げることができる。さらに基板上にバ
イアス電圧を付加することにより膜の組成制御を容易に
することができる。スパッタリングのエネルギー源とし
てイオンビーム、電子サイクロトロン共鳴を用いること
もできる。イオンビームスパッタリングではプラズマフ
リー下、１０-4〜１０-6Ｔｏｒｒの高真空下で膜形成が
でき、放電ガスの混入のない良質の膜が形成できる。こ
れらは、併用して膜形成を行うことも可能である。
【００１６】真空蒸着、イオンプレーティングにおける
蒸着原料の蒸発手段として抵抗加熱、誘導加熱、電子線
加熱、分子線加熱およびイオンビーム加熱等を用いるこ
とができ、イオンプレーティングのプラズマ源として直
流、高周波、アーク、マイクロ波等が適用でき、また基
板にバイアス電圧を印加する方法も適用できる。
蒸着原料の蒸発手段として抵抗加熱、誘導加熱、電子線
加熱、分子線加熱およびイオンビーム加熱等を用いるこ
とができ、イオンプレーティングのプラズマ源として直
流、高周波、アーク、マイクロ波等が適用でき、また基
板にバイアス電圧を印加する方法も適用できる。
【００１７】例えば、イオンプレーテイングにおいて
は、１０-2〜１０-3Ｔｏｒｒの真空下で、Ａｒなどの不
活性ガスを放電ガスとし、本発明の合金ソースをカソー
ドとし、アノードとの間に放電を起こさせ、被コーテイ
ング物にバイアス電圧を印可して被覆薄膜を形成するこ
とができる。
は、１０-2〜１０-3Ｔｏｒｒの真空下で、Ａｒなどの不
活性ガスを放電ガスとし、本発明の合金ソースをカソー
ドとし、アノードとの間に放電を起こさせ、被コーテイ
ング物にバイアス電圧を印可して被覆薄膜を形成するこ
とができる。
【００１８】蒸着材料としては、多成分合金の各元素成
分を個々に蒸発させるよりも、焼結あるいは粉末成分を
固化し成形体として出発原料とする方が、より安定した
膜組成が得られ、本願の目的が達成される。さらに、合
金ソースの各成分間には蒸発速度に差があるため、合金
ソースの成分と薄膜の成分が異なるということがある
が、このような場合、得ようとする薄膜成分になるよう
に合金ソースの成分を調整すれば良く、本合金ソースは
幅広い組成的自由度を持つために、このような成分調整
を容易に行うことができるという優れた特徴がある。こ
れらの薄膜形成法においては、基板を加熱することもで
きるし、また、低温での成膜も可能であるが、基板の変
質や熱変形が起こる場合、あるいは耐熱性の乏しい基板
の場合は低温での成膜が有利である。
分を個々に蒸発させるよりも、焼結あるいは粉末成分を
固化し成形体として出発原料とする方が、より安定した
膜組成が得られ、本願の目的が達成される。さらに、合
金ソースの各成分間には蒸発速度に差があるため、合金
ソースの成分と薄膜の成分が異なるということがある
が、このような場合、得ようとする薄膜成分になるよう
に合金ソースの成分を調整すれば良く、本合金ソースは
幅広い組成的自由度を持つために、このような成分調整
を容易に行うことができるという優れた特徴がある。こ
れらの薄膜形成法においては、基板を加熱することもで
きるし、また、低温での成膜も可能であるが、基板の変
質や熱変形が起こる場合、あるいは耐熱性の乏しい基板
の場合は低温での成膜が有利である。
【００１９】膜厚は使用目的によって変えることが望ま
しいが、０．０２〜１００μｍが適当である。膜厚が
０．０２μｍより薄いと耐摩耗性および耐食性が向上せ
ず、また１００μｍより厚くても目的の効果はあまり上
がらず、成膜に長時間を要するだけであり、経済的に不
利である。しかし、使用目的が通常の機械部品や工具の
場合、膜厚は０．１〜１００μｍが適している。これ
は、０．１μｍより薄いと、無潤滑下での摩耗およびシ
ビア摩耗を防止できないためである。
しいが、０．０２〜１００μｍが適当である。膜厚が
０．０２μｍより薄いと耐摩耗性および耐食性が向上せ
ず、また１００μｍより厚くても目的の効果はあまり上
がらず、成膜に長時間を要するだけであり、経済的に不
利である。しかし、使用目的が通常の機械部品や工具の
場合、膜厚は０．１〜１００μｍが適している。これ
は、０．１μｍより薄いと、無潤滑下での摩耗およびシ
ビア摩耗を防止できないためである。
【００２０】
【実施例】以下実施例により本発明をさらに詳細に説明
する。
する。
【００２１】実施例１ ＴｉＢ2粉末８５％とＭｏ2ＮｉＢ2粉末１５％を振動ボ
ールミルにより、アセトン中で５２時間、混合粉砕を行
った後、窒素雰囲気中で乾燥造粒した。次にこの混合粉
末を黒鉛型に充填し、アルゴン雰囲気（大気圧）におい
て、２００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で上下の１軸方向に加圧
しながら１５５０℃の温度で２０分間加熱することによ
り、相対密度９９．０％、抗折力１２０ｋｇ／ｍｍ2、
硬度（ビッカース硬度）２４００の合金ソースＡを作成
した。この合金ソースＡをφ８０ｍｍ×８ｍｍに加工
し、これをターゲットとして、φ１０ｍｍ×５０ｍｍの
円筒状のＳＫＤ６１（鋼材）の上にインラインスパッタ
リング装置を用いて薄膜を形成させた。成膜方式は直流
マグネトロンスパッタリングで、電圧４００Ｖ，電流
０．３６Ａ，アルゴンガス圧力１×１０-1Ｔｏｒｒ，基
板温度２５０℃で６０分間スパッタリングを行い、２μ
ｍの硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成した。この
薄膜の溶融アルミニウムに対する耐食性を調べるため
に、本発明の硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成さ
せたＳＫＤ６１と、薄膜を形成させていないＳＫＤ６１
（窒化処理材）の溶融アルミニウム侵食試験を行った。
なお、窒化処理はＳＫＤ６１の耐食性を高める効果があ
り、広く用いられている方法である。溶融アルミニウム
侵食試験は、溶融アルミニウム（ＡＤＣ１０，７５０
℃）の中に一定時間浸漬したときの、浸漬時間と侵食深
さの関係を調べる試験であり、試験結果を図１に示す。
図から明らかなように８時間浸漬後、薄膜を形成させた
ＳＫＤ６１は全く侵食されていないのに対し、薄膜を形
成させていないＳＫＤ６１窒化処理材は６００μｍと大
きく侵食されており、本硼化物系超硬質コーティング薄
膜が溶融アルミニウムに対して非常に優れた耐食性を示
すことがわかる。
ールミルにより、アセトン中で５２時間、混合粉砕を行
った後、窒素雰囲気中で乾燥造粒した。次にこの混合粉
末を黒鉛型に充填し、アルゴン雰囲気（大気圧）におい
て、２００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で上下の１軸方向に加圧
しながら１５５０℃の温度で２０分間加熱することによ
り、相対密度９９．０％、抗折力１２０ｋｇ／ｍｍ2、
硬度（ビッカース硬度）２４００の合金ソースＡを作成
した。この合金ソースＡをφ８０ｍｍ×８ｍｍに加工
し、これをターゲットとして、φ１０ｍｍ×５０ｍｍの
円筒状のＳＫＤ６１（鋼材）の上にインラインスパッタ
リング装置を用いて薄膜を形成させた。成膜方式は直流
マグネトロンスパッタリングで、電圧４００Ｖ，電流
０．３６Ａ，アルゴンガス圧力１×１０-1Ｔｏｒｒ，基
板温度２５０℃で６０分間スパッタリングを行い、２μ
ｍの硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成した。この
薄膜の溶融アルミニウムに対する耐食性を調べるため
に、本発明の硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成さ
せたＳＫＤ６１と、薄膜を形成させていないＳＫＤ６１
（窒化処理材）の溶融アルミニウム侵食試験を行った。
なお、窒化処理はＳＫＤ６１の耐食性を高める効果があ
り、広く用いられている方法である。溶融アルミニウム
侵食試験は、溶融アルミニウム（ＡＤＣ１０，７５０
℃）の中に一定時間浸漬したときの、浸漬時間と侵食深
さの関係を調べる試験であり、試験結果を図１に示す。
図から明らかなように８時間浸漬後、薄膜を形成させた
ＳＫＤ６１は全く侵食されていないのに対し、薄膜を形
成させていないＳＫＤ６１窒化処理材は６００μｍと大
きく侵食されており、本硼化物系超硬質コーティング薄
膜が溶融アルミニウムに対して非常に優れた耐食性を示
すことがわかる。
【００２２】
【図１】
【００２３】実施例２ 実施例１と同じ組成の合金ソースＡを普通焼結法で作成
し、φ８０ｍｍｘ１０ｍｍに加工した。これをカソード
にして、２５ｍｍｘ５０ｍｍｘ５ｍｍの鋼材（ＳＫＤ６
１）の表面にアークイオンプレーテイングを行った。イ
オンプレーテイング条件は、Ａｒ雰囲気中（２×１０-2
Ｔｏｒｒ）で、アーク放電電流１００Ａ、バイアス電圧
−２０Ｖとした。約６０分の処理で、ＳＫＤ６１の表面
に厚さ１５μｍの薄膜が形成された。この皮膜の硬さ
は、マイクロビッカース硬さで、２，２５０であった。
この薄膜を形成させたＳＫＤ６１を実施例１と同じ溶融
アルミニウム浸食試験を行った結果、８時間浸漬後も侵
食は全く見られず、溶融アルミニウムに対する耐食性に
優れていることがわかった。
し、φ８０ｍｍｘ１０ｍｍに加工した。これをカソード
にして、２５ｍｍｘ５０ｍｍｘ５ｍｍの鋼材（ＳＫＤ６
１）の表面にアークイオンプレーテイングを行った。イ
オンプレーテイング条件は、Ａｒ雰囲気中（２×１０-2
Ｔｏｒｒ）で、アーク放電電流１００Ａ、バイアス電圧
−２０Ｖとした。約６０分の処理で、ＳＫＤ６１の表面
に厚さ１５μｍの薄膜が形成された。この皮膜の硬さ
は、マイクロビッカース硬さで、２，２５０であった。
この薄膜を形成させたＳＫＤ６１を実施例１と同じ溶融
アルミニウム浸食試験を行った結果、８時間浸漬後も侵
食は全く見られず、溶融アルミニウムに対する耐食性に
優れていることがわかった。
【００２４】実施例３ ＴｉＢ2粉末５０％、ＴｉＣ粉末４５％、Ｍｏ2ＣｏＢ2
粉末５％をアトライターによりアセトン中で８時間混合
粉砕を行った後、窒素雰囲気中で乾燥造粒した。次にこ
の混合粉末を金型に充填し、上下一軸方向の油圧プレス
により、１．５Ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でプレスを行い圧
粉体とした。この圧粉体をアルゴン雰囲気加圧（ガス圧
９．８ｋｇ／ｃｍ2 ）中、１７００℃の温度で３０分間
加熱した。さらに２０００℃、２０００気圧で熱間静水
圧プレスすることによって相対密度９９％、抗折力９６
ｋｇ／ｍｍ2 および硬度がＨｖ２２００であるφ８０ｍ
ｍ×５ｍｍの合金ソースＢが得られた。この合金ソース
Ｂをターゲットとして、６ｍｍ×２７ｍｍ×５０ｍｍの
ＳＫＤ６１のプレートに、イオンプレーティングにより
１０μｍ厚みの薄膜を形成し耐摩耗特性を調べた。成膜
方式は直流励起イオンプレーティングであり、Ａｒガス
圧力１×１０-3Ｔｏｒｒ、蒸発源の加熱源は電子線とし
た。耐摩耗特性は大越式摩耗試験により調べた。大越式
摩耗試験はプレートを回転するリングに押しつけて摩擦
をおこさせ、リングで削られたプレート上の摩耗痕の体
積を測定し、これを摩擦距離と最終荷重で割った比摩耗
量で判断する方法である。従って比摩耗量が小さいほど
耐摩耗性に優れていることになる。プレートには薄膜を
形成させたＳＫＤ６１を用い、比較材として薄膜を形成
させていないＳＫＤ６１（窒化処理材）を用いた。リン
グの材質はＳＳ４１、試験条件は摩擦距離２００ｍ、最
終荷重１８．９ｋｇ、摩擦速度４．３９ｍ／秒とした。
その結果、薄膜を形成させていないＳＫＤ６１（窒化処
理材）の比摩耗量は３０．０×１０-8ｍｍ2 ／ｋｇであ
ったのに対して、薄膜を形成させたＳＫＤ６１の比摩耗
量は０．３×１０-8ｍｍ2／ｋｇ と極めて小さい値を示
し、本硼化物系超硬質コーティング薄膜の耐摩耗性は非
常に優れていた。
粉末５％をアトライターによりアセトン中で８時間混合
粉砕を行った後、窒素雰囲気中で乾燥造粒した。次にこ
の混合粉末を金型に充填し、上下一軸方向の油圧プレス
により、１．５Ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力でプレスを行い圧
粉体とした。この圧粉体をアルゴン雰囲気加圧（ガス圧
９．８ｋｇ／ｃｍ2 ）中、１７００℃の温度で３０分間
加熱した。さらに２０００℃、２０００気圧で熱間静水
圧プレスすることによって相対密度９９％、抗折力９６
ｋｇ／ｍｍ2 および硬度がＨｖ２２００であるφ８０ｍ
ｍ×５ｍｍの合金ソースＢが得られた。この合金ソース
Ｂをターゲットとして、６ｍｍ×２７ｍｍ×５０ｍｍの
ＳＫＤ６１のプレートに、イオンプレーティングにより
１０μｍ厚みの薄膜を形成し耐摩耗特性を調べた。成膜
方式は直流励起イオンプレーティングであり、Ａｒガス
圧力１×１０-3Ｔｏｒｒ、蒸発源の加熱源は電子線とし
た。耐摩耗特性は大越式摩耗試験により調べた。大越式
摩耗試験はプレートを回転するリングに押しつけて摩擦
をおこさせ、リングで削られたプレート上の摩耗痕の体
積を測定し、これを摩擦距離と最終荷重で割った比摩耗
量で判断する方法である。従って比摩耗量が小さいほど
耐摩耗性に優れていることになる。プレートには薄膜を
形成させたＳＫＤ６１を用い、比較材として薄膜を形成
させていないＳＫＤ６１（窒化処理材）を用いた。リン
グの材質はＳＳ４１、試験条件は摩擦距離２００ｍ、最
終荷重１８．９ｋｇ、摩擦速度４．３９ｍ／秒とした。
その結果、薄膜を形成させていないＳＫＤ６１（窒化処
理材）の比摩耗量は３０．０×１０-8ｍｍ2 ／ｋｇであ
ったのに対して、薄膜を形成させたＳＫＤ６１の比摩耗
量は０．３×１０-8ｍｍ2／ｋｇ と極めて小さい値を示
し、本硼化物系超硬質コーティング薄膜の耐摩耗性は非
常に優れていた。
【００２５】
【発明の効果】本発明の耐摩耗性、耐食性に優れた硼化
物系超硬質コーティング薄膜の製造方法は、硼化物系超
硬質合金ソースを焼結により作成し、これを用いてイオ
ンプレーティング法、蒸着法、スパッタリング法などの
ＰＶＤ法により薄膜を形成させる方法を提供するもので
あり、耐摩耗性、耐食性、耐凝着性に優れ、密着性の良
い硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成することがで
き、アルミダイカスト金型、熱間ダイス、プレス金型、
切削工具など幅広い工業分野に適用できる。
物系超硬質コーティング薄膜の製造方法は、硼化物系超
硬質合金ソースを焼結により作成し、これを用いてイオ
ンプレーティング法、蒸着法、スパッタリング法などの
ＰＶＤ法により薄膜を形成させる方法を提供するもので
あり、耐摩耗性、耐食性、耐凝着性に優れ、密着性の良
い硼化物系超硬質コーティング薄膜を形成することがで
き、アルミダイカスト金型、熱間ダイス、プレス金型、
切削工具など幅広い工業分野に適用できる。
【図１】本発明の溶融アルミニウムに対する耐食性の効
果を示した説明図である。
果を示した説明図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖを表し、ｘ＝１〜２、ｙ＝１〜４で
ある）で表せる２元系硼化物の中から選ばれた少なくと
も１種以上を４０〜９８重量％（以下％は重量％）と、
Ｍｏ2ＦｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2ＮｉＢ2，Ｗ2Ｆｅ
Ｂ2，Ｗ2ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅ
Ｂ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上の３元系複硼化
物を２〜６０％と、これらの合金中に含まれる不可避的
不純物からなる硼化物系超硬質合金ソース（蒸着源およ
びターゲット）を出発原料として基板上にスパッタリン
グ、イオンビームスパッタリング、電子サイクロトロン
スパッタリング、真空蒸着あるいはイオンプレーティン
グにより薄膜を形成することを特徴とする耐摩耗性、耐
食性に優れた硼化物系超硬質コーティング薄膜の製造方
法。 - 【請求項２】 ＭｘＢｙがＴｉＢ2，ＺｒＢ2，Ｔａ
Ｂ2，ＣｒＢ2の中から選ばれた少なくとも１種以上の２
元系硼化物であることを特徴とする請求項１の耐摩耗
性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティング薄膜の
製造方法。 - 【請求項３】 ＭｘＢｙで表せる２元系硼化物の中から
選ばれた少なくとも１種以上を３０〜７８％、Ｍｏ2Ｆ
ｅＢ2，Ｍｏ2ＣｏＢ2，Ｍｏ2ＮｉＢ2，Ｗ2ＦｅＢ2，Ｗ2
ＣｏＢ2，Ｗ2ＮｉＢ2，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏ
Ｂの中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物を２〜３
０％、ＴｉＣ，ＴｉＮおよびＣ／Ｎの原子比が０．２５
〜４．０であるＴｉＣＮの中から選ばれた少なくとも１
種以上を１０〜５５％と、これらの合金中に含まれる不
可避的不純物からなる硼化物系超硬質合金ソース（蒸着
源およびターゲット）を出発原料として基板上にスパッ
タリング、イオンビームスパッタリング、電子サイクロ
トロンスパッタリング、真空蒸着あるいはイオンプレー
ティングにより薄膜を形成することを特徴とする耐摩耗
性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティング薄膜の
製造方法。 - 【請求項４】 ＭｘＢｙがＴｉＢ2，ＺｒＢ2，Ｔａ
Ｂ2，ＣｒＢ2の中から選ばれた少なくとも１種以上の２
元系硼化物であることを特徴とする請求項３の耐摩耗
性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティング薄膜の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4283649A JPH05195199A (ja) | 1991-10-04 | 1992-09-30 | 耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン グ薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28423591 | 1991-10-04 | ||
| JP3-284235 | 1991-10-04 | ||
| JP4283649A JPH05195199A (ja) | 1991-10-04 | 1992-09-30 | 耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン グ薄膜の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195199A true JPH05195199A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=26555126
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4283649A Pending JPH05195199A (ja) | 1991-10-04 | 1992-09-30 | 耐摩耗性、耐食性に優れた硼化物系超硬質コーティン グ薄膜の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05195199A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH091988A (ja) * | 1995-06-20 | 1997-01-07 | Showa Kiyouzai Kk | 彫刻刀の製造方法 |
| WO2005123312A1 (ja) * | 2004-06-18 | 2005-12-29 | Mitsubishi Materials Corporation | 表面被覆切削工具、及びその製造方法 |
| US7799438B2 (en) | 2004-06-18 | 2010-09-21 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface-coated cutting tool and method for producing same |
| JP2013528704A (ja) * | 2010-05-04 | 2013-07-11 | プランゼー エスエー | 二ホウ化チタンターゲット |
| JP2020536167A (ja) * | 2017-10-06 | 2020-12-10 | エリコン サーフェス ソリューションズ アーゲー、 プフェフィコン | 三元ｔｍ二ホウ化物コーティングフィルム |
| CN112236541A (zh) * | 2018-04-20 | 2021-01-15 | 普兰西复合材料有限公司 | 靶及靶的生产方法 |
| CN115786758A (zh) * | 2022-11-25 | 2023-03-14 | 西安近代化学研究所 | 一种Mo2FeB2-TiN基复合材料的制备方法 |
| CN115976358A (zh) * | 2022-11-25 | 2023-04-18 | 西安近代化学研究所 | 一种高硬度Mo2NiB2-TiC基复合材料的制备方法 |
-
1992
- 1992-09-30 JP JP4283649A patent/JPH05195199A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH091988A (ja) * | 1995-06-20 | 1997-01-07 | Showa Kiyouzai Kk | 彫刻刀の製造方法 |
| WO2005123312A1 (ja) * | 2004-06-18 | 2005-12-29 | Mitsubishi Materials Corporation | 表面被覆切削工具、及びその製造方法 |
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| US9481925B2 (en) | 2010-05-04 | 2016-11-01 | Plansee Se | Titanium diboride target |
| JP2020536167A (ja) * | 2017-10-06 | 2020-12-10 | エリコン サーフェス ソリューションズ アーゲー、 プフェフィコン | 三元ｔｍ二ホウ化物コーティングフィルム |
| CN112236541A (zh) * | 2018-04-20 | 2021-01-15 | 普兰西复合材料有限公司 | 靶及靶的生产方法 |
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| CN115976358A (zh) * | 2022-11-25 | 2023-04-18 | 西安近代化学研究所 | 一种高硬度Mo2NiB2-TiC基复合材料的制备方法 |
| CN115786758B (zh) * | 2022-11-25 | 2024-05-10 | 西安近代化学研究所 | 一种Mo2FeB2-TiN基复合材料的制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20000919 |