WO2017163972A1 - 硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法 - Google Patents

硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法 Download PDF

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hard
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less
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裕瑛 二井
兼司 山本
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Kobe Steel Ltd
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Kobe Steel Ltd
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B51/00—Tools for drilling machines
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23C—MILLING
    • B23C5/00—Milling-cutters
    • B23C5/16—Milling-cutters characterised by physical features other than shape
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23G—THREAD CUTTING; WORKING OF SCREWS, BOLT HEADS, OR NUTS, IN CONJUNCTION THEREWITH
    • B23G5/00—Thread-cutting tools; Die-heads
    • B23G5/02—Thread-cutting tools; Die-heads without means for adjustment
    • B23G5/06—Taps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/24—Vacuum evaporation
    • C23C14/32—Vacuum evaporation by explosion; by evaporation and subsequent ionisation of the vapours, e.g. ion-plating

Definitions

  • the present invention relates to a hard coating, a hard coating covering member provided with the hard coating, and a method of manufacturing the hard coating.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 disclose forming a hard film made of AlCrN on the surface of a base material such as a cutting tool.
  • Patent Document 1 and Non-Patent Document 1 listed below disclose an AlCrN film containing 70 at% or more of Al formed on a substrate.
  • Patent Document 2 below discloses that an AlCrN film containing Al of less than 70 at% is formed on a substrate.
  • the AlCrN film has a metastable cubic crystal structure in which Al is dissolved in the crystal lattice of CrN.
  • the state in which Al is dissolved in the crystal lattice of CrN becomes unstable, and hexagonal AlN that is a stable phase is generated. . Since such a hexagonal crystal structure is inferior in mechanical properties, the following patent document 1 and non-patent document 1 cannot obtain a hard film having excellent wear resistance.
  • a film having a low Al content as in Patent Document 2 below has a crystal structure in which coarse cubic crystals of AlCrN are generated.
  • the Young's modulus is increased while the film is hardened. For this reason, since the deformability with respect to the force from the outside becomes poor, there is a problem that it easily develops into a crack and is inferior in wear resistance.
  • An object of the present invention is to provide a hard film with improved wear resistance, a hard film-coated member provided with the hard film, and a method for producing the hard film.
  • a hard film according to one aspect of the present invention is a hard film containing Al, Cr, and N, and has a composition formula of Al m Cr 1-m N 1-xyz C x B y O z. Is.
  • m represents the atomic ratio of Al to the total of Al and Cr.
  • 1-m represents the atomic ratio of Cr to the total of Al and Cr.
  • 1-xyz represents the atomic ratio of N to the total of N, C, B, and O.
  • x represents the atomic ratio of C to the total of N, C, B, and O.
  • y represents the atomic ratio of B to the total of N, C, B, and O.
  • z represents the atomic ratio of O to the total of N, C, B, and O.
  • the relational expressions 0.68 ⁇ m ⁇ 0.85 and y ⁇ 0.10 are satisfied.
  • the hard coating has a cubic rock salt type crystal structure.
  • H hardness of the hard film
  • E Young's modulus
  • the ratio H / E to the Young's modulus is 0.050 or more and 0.120 or less. Yes and H is 20 GPa or more.
  • a hard film covering member includes a base material and the hard film formed on the surface of the base material.
  • a method for producing a hard coating according to still another aspect of the present invention comprises a composition formula of Al m Cr 1-m N 1-xyZ C x B y O z and has a cubic rock salt type crystal structure. This is a method of forming a hard film having a surface on the surface of a substrate.
  • m represents the atomic ratio of Al to the total of Al and Cr.
  • 1-m represents the atomic ratio of Cr to the total of Al and Cr.
  • 1-xyz represents the atomic ratio of N to the total of N, C, B, and O.
  • x represents the atomic ratio of C to the total of N, C, B, and O.
  • y represents the atomic ratio of B to the total of N, C, B, and O.
  • the hard coating is formed on the surface of the substrate by placing the substrate on a stage, installing a target having a component composition of the hard coating, and evaporating the target. And a film forming step.
  • a bias voltage is applied to the substrate so that a bias voltage V applied from the stage to the substrate satisfies a relational expression of ⁇ 316 ⁇ V ⁇ ⁇ 214.3m + 110. Then, the hard film is formed.
  • a hard film according to an embodiment of the present invention is a hard film containing Al, Cr, and N, and has a composition formula of Al m Cr 1-m N 1-xyZ C x B y O z. Is. In this composition, the relational expressions of 0.68 ⁇ m ⁇ 0.85 and y ⁇ 0.10 are satisfied.
  • This hard film has a cubic rock salt type crystal structure.
  • the hardness of the hard film is H (GPa) and the Young's modulus of the hard film is E (GPa)
  • the ratio of hardness to Young's modulus is H / E of 0.050 or more and 0.120 or less. Yes and H is 20 GPa or more.
  • the H / E is 0.050 or more and 0.120 or less by adjusting the Al content in the range of 0.68 ⁇ m ⁇ 0.85 and adjusting the hardness H and Young's modulus E.
  • H is in the range of 20 GPa or more (H ⁇ 20 GPa).
  • H / E of less than 0.050
  • the Young's modulus E is too high with respect to the hardness H, so that the deformation amount of the film when an external force is applied is reduced. Therefore, since cracking is likely to occur, the wear resistance is reduced.
  • H / E is too large (exceeding 0.120)
  • the Young's modulus E becomes too low, so that it becomes difficult to fulfill the function as a hard film.
  • the hard coating has a cubic rock salt type crystal structure, and by adjusting the H / E to a range of 0.050 to 0.120 in a range where the hardness H is 20 GPa or more, Abrasion resistance has been dramatically improved.
  • H / E is preferably 0.0505 or more, more preferably 0.0510 or more, further preferably 0.0515 or more, and further preferably 0.0520 or more.
  • H / E is preferably 0.058 or more, more preferably 0.060 or more, and further preferably 0.061 or more.
  • H / E is preferably 0.10 or less, and more preferably 0.09 or less.
  • the hardness H is preferably 22 GPa or more, more preferably 24 GPa or more, further preferably 25 GPa or more, and further preferably 26 GPa or more.
  • Hardness H (GPa)” and “Young's modulus E (GPa)” of the hard coating are measured by performing a nanoindentation test using a cemented carbide test piece on which the hard coating is formed.
  • nano indenter “ENT-1100 manufactured by Elionix Co., Ltd.” is used as an apparatus.
  • the indenter uses a Belkovic triangular pyramid indenter.
  • the atomic ratios of Al, Cr, N, C, B, and O in the hard coating can be measured using an energy dispersive X-ray spectrometer (Energy Dispersive X-ray Spectrometer).
  • the half width of the peak based on the (111) plane of the cubic rock salt type crystal structure is 0.25 ° or more and 1.00 ° or less. Is preferred.
  • the growth of cubic crystals is hindered due to the formation of ultrafine hexagonal crystals in the crystals and the strain caused by ion collision during film formation, and as a result, the crystal grains of the cubic crystals are reduced.
  • the half width of the peak based on the (111) plane of the cubic rock salt type crystal structure is 0.25 ° or more and 1.00 ° or less.
  • the range of H / E is adjusted to the range of 0.050 or more and 0.120 or less as described above. Note that the ultrafine hexagonal crystal in the crystal has a size that cannot be detected by X-ray diffraction measurement.
  • the full width at half maximum When the full width at half maximum is less than 0.25 °, cubic crystal grains grow large, and H / E is smaller than the range of 0.050 or more and 0.120 or less. On the other hand, when the full width at half maximum exceeds 1.00 °, cubic crystal grains are excessively refined, so that the crystal grains easily fall off and wear resistance is reduced. For this reason, it is preferable that the range of a half value width is 0.25 degree or more and 1.00 degrees or less. Further, the lower limit of the full width at half maximum is preferably 0.255 ° or more, more preferably 0.26 ° or more, and further preferably 0.265 ° or more.
  • the lower limit of the full width at half maximum is preferably 0.32 ° or more, more preferably 0.35 ° or more, further preferably 0.37 ° or more, and 0.40 ° or more. More preferably. Further, the upper limit of the full width at half maximum is more preferably 0.95 ° or less, further preferably 0.90 ° or less, and further preferably 0.85 ° or less.
  • the atomic ratio m of Al is 0.68 or more, preferably exceeds 0.70, more preferably exceeds 0.71, and further preferably is 0.72 or more. More preferably, it is 0.75 or more.
  • the atomic ratio m of Al is 0.85 or less, preferably 0.82 or less, more preferably 0.80 or less, and 0.78 or less. Further preferred.
  • the atomic ratio x of C may satisfy the relational expression of 0.05 ⁇ x ⁇ 0.5.
  • the atomic ratio y of B may satisfy the relational expression of y ⁇ 0.10, and may further satisfy the relational expression of 0.01 ⁇ y.
  • the atomic ratio z of O may satisfy the relational expression of 0 ⁇ z ⁇ 0.10.
  • the hard coating is based on nitride, but may further contain elements such as carbon (C), boron (B), oxygen (O), etc., in order to provide further functions.
  • C improves the hardness of the film by forming carbides in the crystal.
  • the atomic ratio x of C is preferably 0.05 or more. However, when the C content is excessive, the heat resistance of the film is lowered, and therefore the C atomic ratio x is preferably less than 0.5.
  • the atomic ratio y of B is preferably 0.01 or more. However, if the B content is excessive, the hardness of the film is lowered, so the atomic ratio y of B is 0.10 or less, and more preferably 0.08 or less. O can be added for the purpose of improving the hardness of the film by the formation of Al 2 O 3 , but if the O content is excessive, the wear resistance is reduced. For this reason, the atomic ratio z of O is preferably less than 0.1.
  • the hard film covering member according to the present embodiment includes a base material and the hard film formed on the surface of the base material.
  • the hard film-coated member is formed by forming the hard film having excellent wear resistance on the surface of a substrate. For this reason, the said hard-film coating
  • coated member can be used suitably in the tool which is used in a severe sliding environment with hard objects, such as a cutting tool and a metal mold
  • the method for producing a hard coating according to the present embodiment comprises a composition formula of Al m Cr 1-m N 1-xyz C x B y O z and a hard coating having a cubic rock salt type crystal structure. It is a method of forming on the surface of a base material. In this composition, the relational expressions 0.70 ⁇ m ⁇ 0.85 and y ⁇ 0.10 are satisfied. In this method, the hard coating is formed on the surface of the substrate by placing the substrate on a stage, installing a target having a component composition of the hard coating, and evaporating the target. And a film forming step.
  • a bias voltage is applied to the substrate so that a bias voltage V applied from the stage to the substrate satisfies a relational expression of ⁇ 316 ⁇ V ⁇ ⁇ 214.3m + 110. Then, the hard film is formed.
  • the lower limit of the bias voltage V is preferably ⁇ 1666 m + 1100.
  • the hard film is formed while applying a bias voltage V controlled within the above range to the substrate.
  • a bias voltage V controlled within an appropriate range to the substrate energy can be imparted to the charged particles that are evaporated from the target and incident on the substrate. .
  • sputtering on the surface of the film being formed can be performed by charged particles of high energy. Thereby, the energy on the surface of the film during film formation can be increased and a locally unstable state can be obtained.
  • the bias voltage V When the bias voltage V is higher than the above range, coarse hexagonal crystals are formed in the film, so that H / E increases while the film hardness H decreases.
  • the bias voltage V when the bias voltage V is lower than the above range, since the energy of the charged particles incident on the substrate becomes too high, the influence of the sputtering rate becomes larger than the film formation rate. For this reason, formation of a hard film becomes difficult.
  • the abrasion resistance is adjusted so that H / E is 0.050 or more and 0.120 or less and the hardness H is adjusted to a range of 20 GPa or more. A hard film can be formed.
  • a magnetic field is generated in a direction perpendicular to the discharge surface of the target in the step of forming the hard coating.
  • FIG. 1 is a perspective view schematically showing the entire structure of the insert 10.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing how the work material 100 is cut by the insert 10.
  • the hard film-coated member of the present invention is not limited to a cutting tool for turning such as an insert 10 described below, for example, a cutting tool for drilling such as a drill bit, a cutting tool for threading such as a tap, and an end mill.
  • the present invention can be applied to various cutting tools such as a cutting tool for turning and the like, or a cutting tool for cutting such as a blade.
  • the insert 10 is a tool used for cutting the work material 100 and is used by being attached to the tip of a shank (not shown).
  • the insert 10 includes a base material 11 that is a base material of a tool, and a hard coating 20 that is coated on the surface of the base material 11.
  • the base material 11 is made of a hard material such as cemented carbide, diamond, iron-base alloy containing metal carbide, cermet, or high-speed tool steel.
  • the base material 11 has a rake face 31 that is a part to be scooped into the work material 100 and a flank face 32 that is a part that is escaped to avoid contact with the work material 100.
  • a cutting edge 33 is formed at a portion where the rake face 31 and the flank face 32 are connected.
  • the surface of the work material 100 is cut by moving the insert 10 so that the cutting edge 33 bites into the surface of the work material 100, and the resulting chips 101 are rake surfaces. Pass over 31. In such cutting, wear of the hard coating 20 proceeds due to intense sliding between the insert 10 and the work material 100.
  • the hard coating 20 excellent in wear resistance is coated on the surface of the base material 11, thereby extending the tool life.
  • the hard film 20 according to the present embodiment will be described in detail.
  • FIG. 3 partially shows a cross-sectional structure in the thickness direction including the base material 11 and the hard coating 20 in the insert 10.
  • the hard coating 20 is formed as a wear-resistant layer on the surface of the substrate 11 by physical vapor deposition (PVD) such as arc ion plating (AIP) or sputtering.
  • PVD physical vapor deposition
  • AIP arc ion plating
  • the hard coating 20 contains at least elements of Al, Cr, and N, and the composition formula thereof is expressed as Al m Cr 1-m N 1-xyz C x B y O z . In this composition formula, “m” indicates the atomic ratio of Al to the total of Al and Cr.
  • “1-m” indicates the atomic ratio of Cr to the total of Al and Cr. “1-xyz” indicates the atomic ratio of N to the total of N, C, B, and O. “X” indicates the atomic ratio of C to the total of N, C, B, and O. “Y” indicates the atomic ratio of B to the total of N, C, B, and O. “Z” indicates the atomic ratio of O to the total of N, C, B, and O.
  • the hard coating 20 is produced by forming cubic crystals as well as producing extremely fine hexagonal crystals, and by inhibiting the crystal growth of the cubic crystals by the ultrafine hexagonal crystals. It has become. That is, the hard coating 20 is a mixture of refined cubic crystals and extremely fine hexagonal crystals. Since it has such a characteristic crystal structure, the ratio of the hardness H to the Young's modulus E when the hardness of the hard coating 20 is H (GPa) and the Young's modulus of the hard coating 20 is E (GPa). H / E is 0.050 or more and 0.120 or less, and the hardness H is 20 GPa or more.
  • H / E When H / E is less than 0.050, the Young's modulus is too high with respect to the hardness of the film, so that the amount of deformation when an external force is applied to the film is reduced. Therefore, since the crack of the film is likely to occur, the wear resistance is reduced. In contrast, in the hard coating 20, the wear resistance is dramatically improved by adjusting H / E to 0.050 or more in the range where the hardness H is 20 GPa or more. On the other hand, if H / E is excessive (exceeding 0.120), the Young's modulus becomes too low, making it difficult to function as a hard coating. For this reason, in the hard coating 20, H / E is adjusted to 0.120 or less. H / E is preferably 0.058 or more.
  • the hard coating 20 has a cubic rock salt type crystal structure.
  • the half width of the peak near the diffraction angle of 38 ° based on the (111) plane of the cubic rock salt type crystal structure is 0.25 ° or more. It becomes 1.00 degrees or less.
  • the ultrafine hexagonal crystal has a size that cannot be detected by X-ray diffraction measurement.
  • the half-value width is less than 0.25 °
  • cubic crystal grains grow large and H / E becomes small.
  • the half width exceeds 1.00 °
  • the cubic crystal is excessively refined, so that the crystal grains are easily dropped and the wear resistance is lowered. Therefore, by confirming that the half width by X-ray diffraction measurement is 0.25 ° or more and 1.00 ° or less, a crystal structure in which cubic crystals are appropriately refined in the film can be confirmed.
  • the full width at half maximum is preferably 0.32 ° or more.
  • ⁇ is the wavelength (X) of X-rays.
  • B is a half width (radian).
  • ⁇ is half of the peak position 2 ⁇ (radian).
  • the crystallite size is 400 mm or less, preferably 375 mm or less, and more preferably 360 mm or less. More preferably, the crystallite size may be 290 mm or less, 285 mm or less, or 280 mm or less. However, if the crystallites become too fine, the hardness of the film decreases. For this reason, the crystallite size is 40 mm or more, preferably 50 mm or more, and more preferably 70 mm or more.
  • the Al content is preferably 0.70 ⁇ m.
  • the hard coating 20 may contain only Al, Cr and N as elements, but further elements such as C, B and O may be added. Thereby, various functions can be imparted to the hard coating 20.
  • C improves the hardness of the film by forming carbides such as AlC and CrC in the crystal.
  • the atomic ratio x of C is adjusted to 0.05 or more. However, when the C content is excessive, the heat resistance of the coating is lowered. In order to prevent this, in the hard coating 20, the atomic ratio x of C is adjusted to less than 0.5.
  • B forms nitrogen boride, which is a solid lubricant, by combining with N in the film, and imparts a lubricating action to the hard film 20.
  • the atomic ratio y of B is adjusted to 0.01 or more.
  • the atomic ratio y of B is adjusted to 0.10 or less.
  • O improves the hardness of the hard coating 20 by combining with Al in the coating to form hard Al 2 O 3 .
  • the wear resistance of the film is lowered.
  • the atomic ratio z of O is adjusted to less than 0.1.
  • the hard film 20 may be a film containing Al, Cr, N, C, and O.
  • the hard film 20 may be a film containing Al, Cr, N, B, and O
  • FIG. 5 is a schematic view in plan view of the film forming apparatus 2 used for forming the hard film 20.
  • the configuration of the film forming apparatus 2 will be described with reference mainly to FIG.
  • the film forming apparatus 2 includes a chamber 21, a plurality (two) of arc power sources 22 and a sputtering power source 23, a stage 24, a bias power source 25, a plurality of (four) heaters 26, and a discharge DC power source 27. And an AC power supply 28 for heating the filament.
  • the chamber 21 is provided with a gas exhaust port 21 ⁇ / b> A for evacuating and a gas supply port 21 ⁇ / b> B for supplying gas into the chamber 21.
  • the negative bias side of the arc power source 22 is connected to the arc evaporation source (target) 22A, and the negative bias side of the sputtering power source 23 is connected to the sputter evaporation source (target) 23A.
  • the positive bias side of the arc power source 22 and the sputtering power source 23 is connected to the chamber 21.
  • the stage 24 is configured to be rotatable and has a support surface for supporting the substrate 11 that is a film formation target.
  • the bias power source 25 applies a negative bias to the substrate 11 through the stage 24.
  • the film forming apparatus 2 includes a single magnetic field generating member 42 disposed in the vicinity of the target 22 ⁇ / b> A that is a cathode.
  • the magnetic field generating member 42 is, for example, an electromagnetic coil or a permanent magnet, and is disposed on the atmosphere side outside the chamber 21. Thereby, the magnetic field M can be generated so as to extend from the target 22A toward the base material 11 in a direction perpendicular to the discharge surface 22B of the target 22A.
  • two magnetic field generating members 42 may be arranged so as to sandwich the target 22A on the base material 11 side with respect to the cathode cooling surface 22C. Three or more magnetic field generating members 42 may be arranged.
  • step S ⁇ b> 10 of placing the base material 11 on the stage 24 is performed.
  • the substrate 11 is cleaned using a cleaning liquid such as ethanol.
  • the cleaned substrate 11 is introduced into the chamber 21 and placed on the stage 24.
  • step S20 for installing the target 22A is performed.
  • an AlCr target having a component composition (0.70 ⁇ m ⁇ 0.85) of the hard coating 20 to be formed is prepared, and on the negative bias side of the arc power source 22 so as to act as a cathode. Connecting.
  • an AlCrB target is prepared and this is installed similarly.
  • the average particle diameter of Cr is less than 150 ⁇ m, preferably less than 120 ⁇ m, and more preferably less than 100 ⁇ m.
  • the average particle diameter of Al is less than 120 ⁇ m, preferably less than 110 ⁇ m, more preferably less than 100 ⁇ m.
  • step S30 for etching the base material 11 is performed.
  • the inside of the chamber 21 is depressurized to a predetermined pressure from the gas exhaust port 21A, and a vacuum state is established.
  • Ar gas is introduced into the chamber 21 from the gas supply port 21 ⁇ / b> B, and the substrate 11 is heated to a predetermined temperature by the heater 26.
  • the surface of the substrate 11 is etched by Ar ions for a predetermined time. Thereby, the oxide film etc. which were formed in the surface of the base material 11 are removed.
  • this process S30 is not an essential process in the manufacturing method of the hard film of this invention, and may be abbreviate
  • step S40 for forming the hard coating 20 is performed.
  • the inside of the chamber 21 is adjusted to a predetermined film forming pressure by introducing N 2 gas from the gas supply port 21B.
  • the target 22A is evaporated by flowing a predetermined arc current, and the stage 24 is rotated at a predetermined rotation speed. Thereby, the evaporated target material is deposited on the surface of the base material 11, and the hard coating 20 is formed on the surface of the base material 11.
  • a hydrocarbon gas such as methane or acetylene
  • an oxygen-containing gas such as oxygen gas or water vapor
  • boron fluoride (BF 3 ) gas may be introduced into the chamber 21.
  • the hard coating 20 is formed in a state where a predetermined bias voltage V is applied from the stage 24 to the substrate 11 by the bias power source 25.
  • the value of the bias voltage V is adjusted so that the bias voltage V applied from the stage 24 to the base material 11 satisfies the relational expression of ⁇ 316 ⁇ V ⁇ ⁇ 214.3m + 110.
  • the lower limit of the bias voltage V may be ⁇ 310, ⁇ 300, ⁇ 1666 m + 1100, ⁇ 1556 m + 1022.6, or ⁇ 1429 m + 940.3. There may be.
  • the upper limit of the bias voltage may be -267m + 147 or -250m + 132.5.
  • the bias voltage V may be a DC voltage or an AC voltage.
  • FIG. 8 and 9 are graphs showing the relationship between the atomic ratio m (horizontal axis) of Al in the hard coating 20 and the bias voltage V (vertical axis) applied to the substrate 11.
  • (2) ′ is a straight line of ⁇ 1556 m + 1022.6.
  • the charged particles which are evaporated from the target 22 ⁇ / b> A and enter the base material 11 can be accelerated by the potential gradient formed in the vicinity of the base material 11, and energy can be applied.
  • the magnetic field generating member 42 generates a magnetic field M extending from the target 22A toward the substrate 11 in a direction perpendicular to the discharge surface 22B.
  • the hard coating 20 is formed.
  • the discharge is stably maintained, and the generated plasma (ions, electrons) is less fluctuated and uniformized.
  • the plasma generated by the magnetic field M lines of magnetic force
  • the hard coating 20 can be formed stably and uniformly, and the hard coating 20 having a miniaturized cubic structure can be formed.
  • the magnetic field M perpendicular to the discharge surface 22B of the target 22A is further increased. It can be easily generated.
  • FIG. 10 shows a state in which a steel plate 60 that is a member to be pressed is installed in the mold 50.
  • the mold 50 is a mold used for hot forming of the steel plate 60, for example, and is an upper mold 51 (first mold) and a lower mold 52 (second mold) that are spaced apart from each other in the vertical direction. Type).
  • the upper die 51 has a convex portion 53
  • the lower die 52 is formed with a concave portion 54 having a shape along the convex portion 53.
  • the upper mold 51 and the lower mold 52 are configured to be movable in a direction approaching or separating from each other by a driving force from a driving source (not shown).
  • a driving force from a driving source not shown.
  • FIG. 10 by lowering the upper mold 51 in a state where the heated steel sheet 60 is placed on the molding surface of the lower mold 52, the steel sheet 60 is pressed by the convex portion 53. It can be formed into a shape along the recess 54 of the lower mold 52.
  • a cold forming process may be performed.
  • Each of the upper mold 51 and the lower mold 52 has base materials 55 and 58 constituting a main body portion of the mold, and hard films 56 and 57 coated on the surfaces of the base materials 55 and 58 by PVD. is doing. Similar to the first embodiment, the hard films 56 and 57 have a composition formula of Al m Cr 1-m N 1-xyZ C x B y O z (0.68 ⁇ m ⁇ 0.85). And having a cubic rock salt type crystal structure, H / E is 0.050 or more and 0.120 or less, and the hardness H is adjusted to 20 GPa or more and has excellent wear resistance. For this reason, not only the cutting tool illustrated in the first embodiment but also a plastic working jig such as the mold 50 can exhibit an excellent wear resistance effect.
  • the mold 50 is not limited to the bending mold shown in FIG. 10, and may be another press mold such as a punching die, a drawing die, or a compression die.
  • the hard film-coated member of the present invention can be applied to various machine parts that require wear resistance in addition to cutting tools and dies.
  • it can be applied to sliding parts such as piston rings and valves.
  • the base material 11 and the hard coating 20 are in direct contact with each other as shown in FIG. 3, and the base layer for improving the adhesion is between the base material 11 and the hard coating 20. It may be formed.
  • the underlayer include those made of materials such as TiAlN, CrN, or TiN.
  • the atomic ratio x of C may be outside the range of 0.05 ⁇ x ⁇ 0.5.
  • the atomic ratio y of B may be less than 0.01.
  • the atomic ratio z of O may be outside the range of z ⁇ 0.10.
  • the hard coating 20 is formed by arc ion plating.
  • the present invention is not limited to this, and the film may be formed by other physical vapor deposition methods such as sputtering.
  • Example 1 [Hard film formation] First, various targets 22A having different Al contents (atomic ratio) were prepared, and the hard coating 20 was formed by changing the bias voltage (base bias) V applied to the base 11. The conditions of the Al atomic ratio m and the substrate bias V of the target 22A are as shown in Table 1 (Nos. 1 to 25) below. The film formation apparatus 2 described with reference to FIGS. 5 to 7 was used for film formation.
  • a mirror-finished carbide test piece (13 mm ⁇ 13 mm ⁇ 5 mm thick) was prepared as the base material 11.
  • the substrate 11 was ultrasonically cleaned in ethanol, introduced into the chamber 21, and set on the stage 24.
  • a target 22A made of AlCr having the component composition shown in Table 1 was prepared and connected to the negative side of the arc power source 22.
  • a target having a target diameter of 100 mm ⁇ was used as the target 22A.
  • the inside of the chamber 21 was evacuated to 5 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, the substrate 11 was heated to 500 ° C. by the heater 26, and then etching with Ar ions was performed for 5 minutes. Thereafter, nitrogen gas was introduced until the inside of the chamber 21 reached 4 Pa. Then, the hard coating 20 was formed on the surface of the substrate 11 by evaporating the target 22A with a discharge current of 150A and rotating the stage 24 at a rotation speed of 5 rpm. At this time, the bias voltage V applied to the substrate 11 by the bias power source 25 was controlled as shown in Table 1 below. A DC power source was used as the bias power source 25. The film thickness of the hard coating 20 was 3 ⁇ m.
  • the hardness was measured by a nanoindenter test using a cemented carbide test piece on which the hard coating 20 was formed.
  • ENT-1100 manufactured by Elionix Co., Ltd. was used as the apparatus, and a Belkovic type triangular pyramid indenter was used as the indenter.
  • Five load load curves were measured under five load conditions of 2 mN, 5 mN, 7 mN, 10 mN, and 20 mN, respectively.
  • the data was corrected by the method (J. Mater. Res. Vol. 16, No. 11, 2001, 3084) proposed by SAWA et al.
  • SAWA et al was calculated from the hardness and Young's modulus thus determined.
  • the crystallinity of the hard coating 20 formed on the base material 11 is determined by X-ray diffraction (CuK ⁇ ray, 40 kV-40 mA, ⁇ -2 ⁇ , divergence slit 1 °, divergence length limiting slit 10 mm, scattering slit 1 °. , Light receiving slit 0.15 mm, monochrome light receiving slit 0.8 mm).
  • a peak based on the cubic (111) plane in the hard coating 20 was observed at a diffraction angle (2 ⁇ ) of around 38 ° (36 to 39 °) in the X-ray diffraction pattern. The presence of this peak confirmed the formation of cubic crystals.
  • FWHM Full Width Half Maximum
  • the wear resistance of the hard coating 20 was confirmed by an MSE (Micro Slurry-Jet Erosion) test. About each sample which formed the hard film
  • the MSE test uses a slurry (3 mass%) containing amorphous alumina particles of # 8000 (average particle size 1.2 ⁇ m), a projection distance of 10 mm, a projection angle of 90 °, and a projection pressure of 0.390 MPa ( ⁇ 0.002). Within the conditions).
  • the slurry was projected for a certain period of time, and the erosion depth was determined by measuring the projection mark using a stylus roughness meter, and the erosion rate ( ⁇ m / min) was calculated. An erosion rate of 3.0 ⁇ 10 ⁇ 2 ⁇ m / min or less was accepted.
  • the erosion rate increased with a decrease in the bias voltage (absolute value), and the wear resistance decreased. This is presumably because the energy given to the coating surface was reduced and hexagonal crystals were formed.
  • the bias voltage exceeds the upper limit ( ⁇ 1429 m + 940.3), hexagonal crystals are formed even if the Al content is within the range of 0.70 ⁇ m ⁇ 0.85, and the wear resistance is poor. .
  • the bias voltage was lower than the lower limit ( ⁇ 316 V), the effect of sputtering was increased, so that an evaluable film could not be formed.
  • the graph of FIG. It corresponds to Examples 1 to 25, and “x” corresponds to a comparative example.
  • Example 2 The conditions of the Al atomic ratio m and the substrate bias V of the target 22A were adjusted as shown in the following Table 2 and Table 3 (Nos. 1 to 47), and the same test as in Example 1 was performed.
  • the bias voltage exceeds the upper limit ( ⁇ 214.3 m + 110), hexagonal crystals are formed even if the Al content is within the range of 0.7 ⁇ m ⁇ 0.85, and the wear resistance is poor. .
  • the bias voltage is lower than the lower limit ( ⁇ 1666 m + 1100), the wear resistance is further improved when the bias voltage is higher than the lower limit.
  • the graph of FIG. It corresponds to Examples 1 to 47, and “x” corresponds to a comparative example.
  • the H / E is It turned out that the hard film 20 excellent in abrasion resistance adjusted to 0.058 or more and 0.120 or less can be formed.
  • Example 1 is the same as Example 1 except that a hard film 20 containing the elements C, B, and O is formed.
  • C and O were added into the film by introducing methane (CH 4 ) gas and oxygen (O) gas into the nitrogen gas during film formation.
  • Boron (B) was added by putting it in the target 22A.
  • the Al content was 71 at%, and the bias voltage applied to the substrate 11 was ⁇ 200V.
  • Each evaluation method of the hard coating 20 was the same as that in Example 1. The test results are shown in Table 4 below. In Table 4, No. The result of 1 is indicated by a circle in the graph of FIG.
  • Example 1 is the same as Example 1 except that a hard film 20 containing the elements C, B, and O is formed.
  • C and O were added into the film by introducing methane (CH 4 ) gas and oxygen (O) gas into the nitrogen gas during film formation.
  • Boron (B) was added by putting it in the target 41.
  • the Al content was 77 at%, and the bias voltage applied to the substrate 11 was ⁇ 100V.
  • Each evaluation method of the hard coating 20 was the same as that in Example 1. The test results are shown in Table 5 below.

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Abstract

硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ及びＮの各元素を含有する皮膜である。硬質皮膜２０は、立方晶岩塩型の結晶構造を有し、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚ（０．６８≦ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０）の組成式からなるものである。硬質皮膜２０の硬さをＨ（ＧＰａ）、硬質皮膜２０のヤング率をＥ（ＧＰａ）としたときに、ヤング率に対する硬さの比であるＨ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つＨが２０ＧＰａ以上となっている。

Description

硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法
　本発明は、硬質皮膜、当該硬質皮膜を備えた硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法に関する。
　従来、切削工具や金型など、硬質物との摺動に起因する大幅な温度上昇や摩耗が発生する工具においては、耐摩耗性を向上させるために基材の表面にセラミックス材料からなる硬質皮膜を形成する対策がなされている。例えば、下記特許文献１，２及び非特許文献１には、切削工具などの基材の表面においてＡｌＣｒＮからなる硬質皮膜を形成することが開示されている。下記特許文献１及び非特許文献１には、７０ａｔ％以上のＡｌを含有するＡｌＣｒＮ皮膜を基材上に形成したものが開示されている。また下記特許文献２には、７０ａｔ％未満のＡｌを含有するＡｌＣｒＮ皮膜を基材上に形成したものが開示されている。
　ＡｌＣｒＮ皮膜は、ＣｒＮの結晶格子にＡｌが固溶した準安定状態の立方晶の結晶構造を有する。ここで、下記特許文献１及び非特許文献１のようにＡｌ含有量が高い場合には、ＣｒＮの結晶格子にＡｌが固溶した状態が不安定となり、安定相である六方晶ＡｌＮが生成する。このような六方晶構造は機械的特性に劣るため、下記特許文献１及び非特許文献１では耐摩耗性に優れた硬質皮膜を得ることができない。
　一方、下記特許文献２のようにＡｌ含有量が低い皮膜は、ＡｌＣｒＮの粗大な立方晶が生成した結晶構造を有する。この場合、皮膜が硬くなる一方でヤング率も高くなる。このため、外部からの力に対する変形能が乏しくなるため割れに発展し易く、耐摩耗性に劣るという問題がある。
特許第４４７５２３０号公報 特表２００６－５２４７４８号公報
Ｓｕｒｆａｃｅ　＆　Ｃｏａｔｉｎｇｓ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、２００、（２００５）、２１１４－２１２２
　本発明の目的は、耐摩耗性がより改善された硬質皮膜、当該硬質皮膜を備えた硬質皮膜被覆部材及び当該硬質皮膜を製造する方法を提供することである。
　本発明の一局面に係る硬質皮膜は、Ａｌ、Ｃｒ及びＮを含有する硬質皮膜であって、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなるものである。前記組成式において、ｍは、Ａｌ、Ｃｒの合計に対するＡｌの原子比を示している。１－ｍは、Ａｌ、Ｃｒの合計に対するＣｒの原子比を示している。１－ｘ－ｙ－ｚは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＮの原子比を示している。ｘは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＣの原子比を示している。ｙは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＢの原子比を示している。ｚは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＯの原子比を示している。０．６８≦ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされている。前記硬質皮膜は、立方晶岩塩型の結晶構造を有している。前記硬質皮膜の硬さをＨ（ＧＰａ）、前記硬質皮膜のヤング率をＥ（ＧＰａ）としたときに、ヤング率に対する硬さの比であるＨ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つＨが２０ＧＰａ以上となっている。
　本発明の他の局面に係る硬質皮膜被覆部材は、基材と、前記基材の表面に形成された上記硬質皮膜と、を備えている。
　本発明のさらに他の局面に係る硬質皮膜の製造方法は、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなり、立方晶岩塩型の結晶構造を有する硬質皮膜を基材の表面に形成する方法である。前記組成式において、ｍは、Ａｌ、Ｃｒの合計に対するＡｌの原子比を示している。１－ｍは、Ａｌ、Ｃｒの合計に対するＣｒの原子比を示している。１－ｘ－ｙ－ｚは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＮの原子比を示している。ｘは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＣの原子比を示している。ｙは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＢの原子比を示している。ｚは、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＯの原子比を示している。０．７０＜ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされる。この方法は、前記基材をステージ上に設置する工程と、前記硬質皮膜の成分組成を有するターゲットを設置する工程と、前記ターゲットを蒸発させることにより、前記基材の表面に前記硬質皮膜を成膜する工程と、を備えている。前記硬質皮膜を成膜する工程では、前記ステージから前記基材に印加するバイアス電圧Ｖが、－３１６≦Ｖ≦－２１４．３ｍ＋１１０の関係式を満たすように、前記基材にバイアス電圧を印加しつつ前記硬質皮膜を成膜する。
本発明の実施形態１に係る硬質皮膜被覆部材であるインサートを示す模式図である。 上記インサートにより被削材を切削加工する様子を示す模式図である。 本発明の実施形態１に係る硬質皮膜の構成を示す模式図である。 本発明の実施形態１に係る硬質皮膜の製造方法の流れを示すフローチャートである。 上記硬質皮膜の成膜に用いられる成膜装置の構成を示す模式図である。 ターゲット放電面に対して垂直な方向に発生する磁場を示す模式図である。 ターゲット放電面に対して垂直な方向に発生する磁場を示す模式図である。 Ａｌの原子比と基材に印加するバイアス電圧との関係を示すグラフである。 Ａｌの原子比と基材に印加するバイアス電圧との関係を示すグラフである。 本発明の実施形態２に係る硬質皮膜被覆部材である金型を示す模式図である。
　（本発明の実施形態の概要）
　まず、本発明の実施形態に係る硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法の概要について説明する。
　本発明の実施形態に係る硬質皮膜は、Ａｌ、Ｃｒ及びＮを含有する硬質皮膜であって、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなるものである。この組成において、０．６８≦ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされている。この硬質皮膜は、立方晶岩塩型の結晶構造を有している。この硬質皮膜の硬さをＨ（ＧＰａ）、この硬質皮膜のヤング率をＥ（ＧＰａ）としたときに、ヤング率に対する硬さの比であるＨ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つＨが２０ＧＰａ以上となっている。
　上記硬質皮膜では、Ａｌ含有量を０．６８≦ｍ≦０．８５の範囲に調整すると共に、硬さＨ及びヤング率Ｅを調整することにより、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つＨが２０ＧＰａ以上（Ｈ≧２０ＧＰａ）の範囲となっている。Ｈ／Ｅが０．０５０未満の皮膜では、硬さＨに対してヤング率Ｅが高くなり過ぎるため、外力が加わった時の皮膜の変形量が少なくなる。よって、割れが発生し易くなるため、耐摩耗性が低下する。一方で、Ｈ／Ｅが大き過ぎる皮膜（０．１２０を超える）では、ヤング率Ｅが低くなり過ぎるため、硬質皮膜としての機能を果たすことが困難になる。
　これに対して、上記硬質皮膜は、立方晶岩塩型の結晶構造を有すると共に、硬さＨが２０ＧＰａ以上の範囲においてＨ／Ｅを０．０５０以上０．１２０以下の範囲に調整することにより、耐摩耗性が飛躍的に向上している。Ｈ／Ｅは、０．０５０５以上であることが好ましく、０．０５１０以上であることがより好ましく、０．０５１５以上であることがさらに好ましく、０．０５２０以上であることが一層好ましい。さらに、Ｈ／Ｅは、０．０５８以上であることが好ましく、０．０６０以上であることがより好ましく、０．０６１以上であることがさらに好ましい。また上限に関し、Ｈ／Ｅは、０．１０以下であることが好ましく、０．０９以下であることがより好ましい。また硬さＨは、２２ＧＰａ以上であることが好ましく、２４ＧＰａ以上であることがより好ましく、２５ＧＰａ以上であることがさらに好ましく、２６ＧＰａ以上であることが一層好ましい。
　上記硬質皮膜の「硬さＨ（ＧＰａ）」及び「ヤング率Ｅ（ＧＰａ）」は、硬質皮膜が形成された超硬試験片を用いてナノインデンテーション試験を行うことにより測定される。ナノインデンターによる測定には、装置として「株式会社エリオニクス製ＥＮＴ－１１００」が用いられる。またインデンターには、ベルコビッチ型の三角錐圧子が使用される。
　まず、荷重２、５、７、１０及び２０ｍＮの５荷重により各々５点の荷重負荷曲線を測定する。そして、ＳＡＷＡらにより提案された装置のコンプライアンスと圧子先端形状を補正する方法（Ｊ．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．Ｖｏｌ．１６，Ｎｏ．１１，２００１，３０８４）によりデータの補正を行い、「硬さＨ（ＧＰａ）」及び「ヤング率Ｅ（ＧＰａ）」を算出する。その測定値からＨ／Ｅ（－）の値を算出することができる。
　また上記硬質皮膜におけるＡｌ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃ、Ｂ、Ｏの各原子比は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定することができる。
　上記硬質皮膜では、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折測定において、前記立方晶岩塩型の結晶構造の（１１１）面に基づくピークの半値幅は、０．２５°以上１．００°以下であることが好ましい。
　上記硬質皮膜では、結晶中における極微細な六方晶の生成及び成膜時のイオン衝突による歪に起因して立方晶の成長が阻害され、その結果立方晶の結晶粒が小さくなっている。このため、Ｘ線回折測定を行った場合に、立方晶岩塩型の結晶構造の（１１１）面に基づくピークの半値幅が０．２５°以上１．００°以下となる。半値幅がこの範囲内になるように立方晶が微細化された皮膜では、Ｈ／Ｅの範囲が上記の通り０．０５０以上０．１２０以下の範囲に調整される。なお、結晶中の極微細な六方晶は、Ｘ線回折測定では検出できない程度の大きさのものである。
　半値幅が０．２５°未満である場合には、立方晶の結晶粒が大きく成長しており、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下の範囲よりも小さくなる。一方で、半値幅が１．００°を超える場合には、立方晶の結晶粒が微細化し過ぎるため、結晶粒ごと脱落し易くなり、耐摩耗性が低下する。このため、半値幅の範囲は、０．２５°以上１．００°以下であることが好ましい。また半値幅の下限は、０．２５５°以上であることが好ましく、０．２６°以上であることがより好ましく、０．２６５°以上であることがさらに好ましい。さらに、半値幅の下限は、０．３２°以上であることが好ましく、０．３５°以上であることがより好ましく、０．３７°以上であることがさらに好ましく、０．４０°以上であることが一層好ましい。また半値幅の上限は、０．９５°以下であることがより好ましく、０．９０°以下であることがさらに好ましく、０．８５°以下であることが一層好ましい。
　また上記のように、極微細な六方晶と微細化された立方晶とが混在した硬質皮膜を得るためには、皮膜中のＡｌ含有量の調整も必要である。Ａｌ含有量が低すぎる場合には、極微細な六方晶が生成しない。このため、上記硬質皮膜では、Ａｌの原子比ｍが０．６８以上であり、０．７０を超えることが好ましく、０．７１を超えることがより好ましく、０．７２以上であることがさらに好ましく、０．７５以上であることが一層好ましい。一方で、Ａｌ含有量が高すぎる場合には、立方晶が生成しない。このため、上記硬質皮膜では、Ａｌの原子比ｍが０．８５以下であり、０．８２以下であることが好ましく、０．８０以下であることがより好ましく、０．７８以下であることがさらに好ましい。
　上記硬質皮膜では、Ｃの原子比ｘが０．０５≦ｘ＜０．５の関係式を満たしていてもよい。またＢの原子比ｙがｙ≦０．１０の関係式を満たし、さらに０．０１≦ｙの関係式を満たしていてもよい。またＯの原子比ｚが０＜ｚ＜０．１０の関係式を満たしていてもよい。
　上記硬質皮膜は、窒化物をベースとするものであるが、さらなる機能を付与するために、炭素（Ｃ），ホウ素（Ｂ），酸素（Ｏ）などの元素をさらに含有していてもよい。Ｃは、結晶中において炭化物を形成することにより、皮膜の硬さを向上させる。このような効果を得るため、Ｃの原子比ｘは０．０５以上であることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、皮膜の耐熱性が低下するため、Ｃの原子比ｘは０．５未満であることが好ましい。
　Ｂは、皮膜中のＮと結合することにより固体潤滑剤であるホウ化窒素を形成し、皮膜に潤滑作用を付与する。このような効果を得るため、Ｂの原子比ｙは０．０１以上であることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が過剰になると皮膜の硬さが低下するため、Ｂの原子比ｙは０．１０以下であり、０．０８以下であることがより好ましい。またＯは、Ａｌ２Ｏ３の形成により皮膜の硬さを向上させる目的で添加することができるが、Ｏ含有量が過剰になると耐摩耗性が低下する。このため、Ｏの原子比ｚは、０．１未満であることが好ましい。
　本実施形態に係る硬質皮膜被覆部材は、基材と、前記基材の表面に形成された上記硬質皮膜と、を備えている。上記硬質皮膜被覆部材は、耐摩耗性に優れた上記硬質皮膜が基材の表面に形成されたものである。このため、上記硬質皮膜被覆部材は、切削工具や金型など、硬質物との激しい摺動環境下で使用され、高い耐摩耗性が要求される工具において好適に用いることができる。
　本実施形態に係る硬質皮膜の製造方法は、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなり、立方晶岩塩型の結晶構造を有する硬質皮膜を基材の表面に形成する方法である。この組成において、０．７０＜ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされる。この方法は、前記基材をステージ上に設置する工程と、前記硬質皮膜の成分組成を有するターゲットを設置する工程と、前記ターゲットを蒸発させることにより、前記基材の表面に前記硬質皮膜を成膜する工程と、を備えている。前記硬質皮膜を成膜する工程では、前記ステージから前記基材に印加するバイアス電圧Ｖが、－３１６≦Ｖ≦－２１４．３ｍ＋１１０の関係式を満たすように、前記基材にバイアス電圧を印加しつつ前記硬質皮膜を成膜する。バイアス電圧Ｖの下限は、－１６６６ｍ＋１１００であることが好ましい。
　上記硬質皮膜の製造方法では、基材に対して上記範囲内に制御されたバイアス電圧Ｖを印加しつつ硬質皮膜を成膜する。Ａｌ含有量が多い（０．７０＜ｍ）硬質皮膜では、安定相である六方晶が生成し易い。これに対して、上記製造方法では、適切な範囲内に制御されたバイアス電圧Ｖを基材に印加することにより、ターゲットから蒸発して基材に入射する荷電粒子にエネルギーを付与することができる。このため、高エネルギーの荷電粒子により成膜中の皮膜表面へのスパッタリングを行うことができる。これにより、成膜中の皮膜表面のエネルギーを高め、且つ局部的に不安定な状態にすることができる。よって、準安定相である立方晶が生成すると共に、極微細な六方晶によって当該立方晶の結晶粒が微細化された皮膜を成膜することができる。その結果、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下で且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上の範囲に調整された耐摩耗性に優れる上記硬質皮膜を得ることができる。
　バイアス電圧Ｖが上記範囲よりも高い場合には、皮膜中に粗大な六方晶が形成されるため、Ｈ／Ｅが大きくなる一方で皮膜の硬さＨが低くなる。一方で、バイアス電圧Ｖが上記範囲よりも低い場合には、基材に入射する荷電粒子のエネルギーが高くなり過ぎるため、皮膜の形成速度よりもスパッタリング速度の影響の方が大きくなる。このため、硬質皮膜の形成が困難になる。これに対して、上記の通りバイアス電圧Ｖを適切に制御することにより、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下で且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上の範囲に調整された耐摩耗性に優れる硬質皮膜を成膜することができる。
　上記硬質皮膜の製造方法では、前記硬質皮膜を成膜する工程において、前記ターゲットの放電面に対して垂直な方向に磁場を発生させる。
　上記のように、Ｈ／Ｅ及び硬さＨが適切な範囲に調整された耐摩耗性に優れる硬質皮膜を得るためには、皮膜の安定且つ均一な形成が重要となる。これに対して、プラズマを形成する蒸発源において、ターゲット放電面に対して垂直な磁場を構成することにより、放電が安定して持続するようになり、発生するプラズマ（イオン、電子）の揺らぎが少なく均一になる。さらに、磁力線が放電面に対して垂直に伸びることにより、発生したプラズマがターゲットに到達し易くなり、安定した膜成長が可能になる。
　（本発明の実施形態の詳細）
　以下、図面に基づいて、本発明の実施形態に係る硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材及び硬質皮膜の製造方法について詳細に説明する。
　＜実施形態１＞
　［硬質皮膜被覆部材］
　まず、本発明の実施形態１に係る硬質皮膜被覆部材であるインサート１０について、図１及び図２を参照して説明する。図１は、インサート１０の全体構造を模式的に示す斜視図である。図２は、インサート１０により被削材１００を切削加工する様子を模式的に示す図である。なお、本発明の硬質皮膜被覆部材は、以下に説明するインサート１０などの旋削加工用切削工具以外にも、例えばドリルビットなどの穴あけ加工用切削工具、タップなどのネジ切り加工用切削工具、エンドミルなどの転削加工用切削工具又はブレードなどの切断加工用切削工具などの種々の切削工具に適用することができる。
　インサート１０は、被削材１００の切削加工に用いられる工具であり、不図示のシャンクの先端に取り付けて使用される。インサート１０は、工具の母材である基材１１と、基材１１の表面にコーティングされた硬質皮膜２０と、を有している。
　基材１１は、例えば超硬合金、ダイヤモンド、金属炭化物を含む鉄基合金、サーメット又は高速度工具鋼などの硬質な材料からなる。基材１１は、被削材１００に食い込んですくい上げる部分であるすくい面３１と、被削材１００との接触を避けるために逃がされた部分である逃げ面３２と、を有している。すくい面３１と逃げ面３２とが繋がる部分において、切れ刃３３が形成されている。
　図２に示すように、切れ刃３３を被削材１００の表面に食い込ませるようにインサート１０を移動させることにより当該被削材１００の表面が切削され、これにより生じた切り屑１０１はすくい面３１上を通過する。このような切削加工においては、インサート１０と被削材１００との間の激しい摺動により硬質皮膜２０の摩耗が進行する。これに対して、本実施形態に係るインサート１０では、耐摩耗性に優れた硬質皮膜２０が基材１１の表面にコーティングされることにより、工具寿命が長くなっている。以下、本実施形態に係る硬質皮膜２０について詳細に説明する。
　［硬質皮膜］
　次に、本実施形態に係る硬質皮膜２０について、図３を参照して説明する。図３は、インサート１０における基材１１及び硬質皮膜２０を含む厚さ方向の断面構造を部分的に示している。硬質皮膜２０は、例えばアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）やスパッタリングなどの物理蒸着法（ＰＶＤ）により、基材１１の表面に耐摩耗層として形成されている。硬質皮膜２０は、少なくともＡｌ、Ｃｒ及びＮの元素を含有し、その組成式がＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚのように表される。この組成式において、「ｍ」は、Ａｌ，Ｃｒの合計に対するＡｌの原子比を示している。「１－ｍ」は、Ａｌ，Ｃｒの合計に対するＣｒの原子比を示している。「１－ｘ－ｙ－ｚ」は、Ｎ，Ｃ，Ｂ，Ｏの合計に対するＮの原子比を示している。「ｘ」は、Ｎ，Ｃ，Ｂ，Ｏの合計に対するＣの原子比を示している。「ｙ」は、Ｎ，Ｃ，Ｂ，Ｏの合計に対するＢの原子比を示している。「ｚ」は、Ｎ，Ｃ，Ｂ，Ｏの合計に対するＯの原子比を示している。
　硬質皮膜２０は、極微細な六方晶が生成すると共に立方晶が生成し、この極微細な六方晶により立方晶の結晶成長が阻害されることにより、立方晶の結晶粒が微細化されたものとなっている。即ち、硬質皮膜２０は、微細化された立方晶と極微細な六方晶とが混在したものとなっている。このような特徴的な結晶構造を有することから、硬質皮膜２０の硬さをＨ（ＧＰａ）、硬質皮膜２０のヤング率をＥ（ＧＰａ）としたときに、ヤング率Ｅに対する硬さＨの比であるＨ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上となっている。
　Ｈ／Ｅが０．０５０未満の場合には、皮膜の硬さに対してヤング率が高くなり過ぎるため、皮膜に外力が加わった時の変形量が少なくなる。よって、皮膜の割れが発生し易くなるため、耐摩耗性が低下する。これに対して、硬質皮膜２０では、硬さＨが２０ＧＰａ以上の範囲においてＨ／Ｅを０．０５０以上に調整することにより、耐摩耗性が飛躍的に向上している。一方、Ｈ／Ｅが過大になると（０．１２０を超えると）、ヤング率が低くなり過ぎるため、硬質皮膜として機能させることが困難になる。このため、硬質皮膜２０では、Ｈ／Ｅが０．１２０以下に調整されている。Ｈ／Ｅは、好ましくは０．０５８以上である。
　このように、極微細な六方晶によって立方晶が微細化された結晶構造は、Ｘ線回折測定により確認することができる。硬質皮膜２０は、立方晶岩塩型の結晶構造を有している。硬質皮膜２０は、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折測定を行った場合、立方晶岩塩型の結晶構造の（１１１）面に基づく回折角度３８°付近のピークの半値幅が、０．２５°以上１．００°以下となる。なお、極微細な六方晶は、Ｘ線回折測定では検出できない程度の大きさである。
　Ｘ線回折測定において半値幅が０．２５°未満である場合、立方晶の結晶粒が大きく成長しており、Ｈ／Ｅが小さくなる。一方で、半値幅が１．００°を超える場合には、立方晶が微細化し過ぎるため、結晶粒ごと脱落し易くなり、耐摩耗性が低下する。よって、Ｘ線回折測定による半値幅が０．２５°以上１．００°以下であることを確認することにより、皮膜中において立方晶が適度に微細化された結晶構造を確認することができる。半値幅は、好ましくは０．３２°以上である。
　また、Ｘ線回折測定における立方晶の（１１１）面に基づくピークの位置及び半値幅により、ｔ＝λ／Ｂｃｏｓθ（シュラーの式）、を用いて、結晶子サイズｔ（Å）を算出することができる。λは、Ｘ線の波長（Å）である。Ｂは、半値幅（ラジアン）である。θは、ピーク位置２θ（ラジアン）の半分である。結晶子サイズは、４００Å以下となっており、好ましくは３７５Å以下となっており、より好ましくは３６０Å以下となっている。さらに好ましくは、結晶子サイズは、２９０Å以下であってもよいし、２８５Å以下であってもよいし、２８０Å以下であってもよい。しかし、結晶子が微細化し過ぎると、皮膜の硬さが低下する。このため、結晶子サイズは４０Å以上であり、好ましくは５０Å以上であり、より好ましくは７０Å以上である。
　また、このように極微細な六方晶と微細化された立方晶とが混在した皮膜を得るためには、皮膜中のＡｌ含有量を調整する必要がある。このため、Ａｌ含有量は、０．６８≦ｍ≦０．８５の範囲に調整されている。Ａｌ含有量が０．６８未満である場合には極微細な六方晶が生成しない。一方で、Ａｌ含有量が０．８５を超える場合には、立方晶が生成せず、皮膜全体が粗大な六方晶になる。このため、Ａｌ含有量は、０．６８≦ｍ≦０．８５の範囲に調整されている。Ａｌ含有量は、好ましくは０．７０＜ｍである。
　また硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ及びＮのみを元素として含有するものでもよいが、さらにＣ、Ｂ、Ｏなどの元素が添加されていてもよい。これにより、硬質皮膜２０に様々な機能を付与することができる。Ｃは、結晶中においてＡｌＣやＣｒＣなどの炭化物を形成することにより、皮膜の硬さを向上させる。この効果を得るため、硬質皮膜２０では、Ｃの原子比ｘが０．０５以上に調整されている。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、皮膜の耐熱性が低下する。これを防止するため、硬質皮膜２０では、Ｃの原子比ｘが０．５未満に調整されている。
　Ｂは、皮膜中のＮと結合することにより固体潤滑剤であるホウ化窒素を形成し、硬質皮膜２０に潤滑作用を付与する。この効果を得るため、硬質皮膜２０では、Ｂの原子比ｙが０．０１以上に調整されている。しかし、Ｂ含有量が過剰になると硬さが低下する。これを防止するため、硬質皮膜２０では、Ｂの原子比ｙが０．１０以下に調整されている。
　Ｏは、皮膜中のＡｌと結合して硬質なＡｌ２Ｏ３を形成することにより、硬質皮膜２０の硬さを向上させる。しかし、皮膜中のＯ含有量が過剰になると、皮膜の耐摩耗性が低下する。このため、硬質皮膜２０では、Ｏの原子比ｚが０．１未満に調整されている。
　なお、Ｃ，Ｂ，Ｏは、いずれも硬質皮膜２０において必須の添加元素ではない。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ及びＮのみを含有する皮膜であってもよい（ｘ，ｙ，ｚ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ及びＣを含有する皮膜であってもよい（ｙ，ｚ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ及びＢを含有する皮膜であってもよい（ｘ，ｚ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ及びＯを含有する皮膜であってもよい（ｘ，ｙ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃ及びＢを含有する皮膜であってもよい（ｚ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃ及びＯを含有する皮膜であってもよい（ｙ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ、Ｂ及びＯを含有する皮膜であってもよい（ｘ＝０）。硬質皮膜２０は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃ、Ｂ及びＯを含有する皮膜であってもよい。
　［硬質皮膜の製造方法］
　次に、上記硬質皮膜２０の製造方法について、図４のフローチャートに沿って説明する。図５は、硬質皮膜２０の成膜に使用される成膜装置２を平面視した模式図である。まず、成膜装置２の構成について、図５を主に参照して説明する。
　成膜装置２は、チャンバー２１と、複数（２つ）のアーク電源２２及びスパッタ電源２３と、ステージ２４と、バイアス電源２５と、複数（４つ）のヒータ２６と、放電用直流電源２７と、フィラメント加熱用交流電源２８と、を有する。チャンバー２１には、真空排気するためのガス排気口２１Ａと、チャンバー２１内にガスを供給するためのガス供給口２１Ｂと、が設けられている。アーク電源２２の負バイアス側がアーク蒸発源（ターゲット）２２Ａに接続され、スパッタ電源２３の負バイアス側がスパッタ蒸発源（ターゲット）２３Ａに接続される。またアーク電源２２及びスパッタ電源２３の正バイアス側がチャンバー２１に接続されている。ステージ２４は、回転可能に構成され、成膜対象である基材１１を支持するための支持面を有する。バイアス電源２５は、ステージ２４を通して基材１１に負バイアスを印加する。
　また図６に示すように、成膜装置２は、カソードであるターゲット２２Ａの近傍に配置された１つの磁場発生部材４２を備えている。磁場発生部材４２は、例えば電磁コイル又は永久磁石であり、チャンバー２１の外の大気側に配置されている。これにより、ターゲット２２Ａの放電面２２Ｂに対して垂直な方向に、ターゲット２２Ａから基材１１に向かって伸びるように磁場Ｍを発生させることができる。また図７に示すように、カソード冷却面２２Ｃよりも基材１１側においてターゲット２２Ａを挟むように２つの磁場発生部材４２を配置してもよい。なお、磁場発生部材４２は、３つ以上配置されていてもよい。
　次に、上記成膜装置２を用いて実施される硬質皮膜２０の製造方法について説明する。まず、基材１１をステージ２４上に設置する工程Ｓ１０が実施される。この工程Ｓ１０では、まず、基材１１をエタノールなどの洗浄液を用いて洗浄する。そして、洗浄後の基材１１をチャンバー２１内に導入し、ステージ２４上に設置する。
　次に、ターゲット２２Ａを設置する工程Ｓ２０が実施される。この工程Ｓ２０では、成膜すべき硬質皮膜２０の成分組成（０．７０＜ｍ≦０．８５）を有するＡｌＣｒターゲットを準備し、これをカソードとして作用させるべく、アーク電源２２の負バイアス側に接続する。またＢを含有する硬質皮膜２０を成膜する場合には、ＡｌＣｒＢターゲットを準備し、同様にこれを設置する。
　ターゲット２２Ａにおいては、Ｃｒの平均粒径は、１５０μｍ未満であり、好ましくは１２０μｍ未満であり、より好ましくは１００μｍ未満である。またＡｌの平均粒径は、１２０μｍ未満であり、好ましくは１１０μｍ未満であり、より好ましくは１００μｍ未満である。Ｃｒ及びＡｌの平均粒径を小さくすることにより、ターゲット２２Ａの放電面２２Ｂにおいて均一に放電を起こすことができる。このため、基材１１に到達する荷電粒子の濃度の揺らぎが小さくなり、安定した結晶成長が可能になる。一方で、Ｃｒ及びＡｌの平均粒径が小さくなり過ぎると、粉末を固化する際に金属間化合物が生成し易くなる。これを防ぐため、Ｃｒ及びＡｌの平均粒径は、いずれも１０μｍ以上であり、２０μｍ以上であることが好ましく、３０μｍ以上であることがより好ましい。
　次に、基材１１をエッチングする工程Ｓ３０が実施される。この工程Ｓ３０では、まず、ガス排気口２１Ａよりチャンバー２１内が所定の圧力まで減圧され、真空状態とされる。次に、ガス供給口２１ＢからＡｒガスがチャンバー２１内に導入され、ヒータ２６により基材１１が所定の温度に加熱される。そして、基材１１の表面がＡｒイオンにより所定時間エッチングされる。これにより、基材１１の表面に形成された酸化皮膜などが除去される。なお、この工程Ｓ３０は、本発明の硬質皮膜の製造方法において必須の工程ではなく、省略されてもよい。
　次に、硬質皮膜２０を成膜する工程Ｓ４０が実施される。この工程Ｓ４０では、ガス供給口２１ＢからＮ２ガスを導入することにより、チャンバー２１内が所定の成膜圧力に調整される。そして、所定のアーク電流を流すことによりターゲット２２Ａを蒸発させると共に、ステージ２４を所定の回転速度で回転させる。これにより、蒸発したターゲット材料が基材１１の表面に堆積し、基材１１の表面に硬質皮膜２０が成膜される。
　なお、Ｃ，Ｏの元素を含有する硬質皮膜２０を成膜する場合には、メタンやアセチレンなどの炭化水素ガス、酸素ガスや水蒸気などの含酸素ガスがチャンバー２１内に導入され、この状態で成膜が行われる。またＢを含有する硬質皮膜２０を成膜する場合であって、ターゲット２２ＡにＢを含有させない場合には、フッ化ホウ素（ＢＦ３）ガスがチャンバー２１内に導入されてもよい。
　この工程Ｓ４０では、バイアス電源２５によってステージ２４から基材１１に所定のバイアス電圧Ｖが印加された状態で硬質皮膜２０が成膜される。具体的には、ステージ２４から基材１１に印加するバイアス電圧Ｖが、－３１６≦Ｖ≦－２１４．３ｍ＋１１０の関係式を満たすように、当該バイアス電圧Ｖの値が調整される。バイアス電圧Ｖの下限は、－３１０であってもよいし、－３００であってもよいし、－１６６６ｍ＋１１００であってもよいし、－１５５６ｍ＋１０２２．６であってもよいし、－１４２９ｍ＋９４０．３であってもよい。またバイアス電圧の上限は、－２６７ｍ＋１４７であってもよいし、－２５０ｍ＋１３２．５であってもよい。なお、バイアス電圧Ｖは、直流電圧であってもよいし、交流電圧であってもよい。特にｍが０．７０を超えると、２０ＧＰａを超える立方晶を形成するためにバイアス電圧の制御が必要である。これは、ｍが０．７０を超えると成膜初期に粗大な立方晶が形成され易くなるためと考えられる。このようなバイアス電圧の制御の観点から、上限式（Ｖ＝－２１４．３ｍ＋１１０）が規定される。
　図８及び図９は、硬質皮膜２０におけるＡｌの原子比ｍ（横軸）と、基材１１に印加するバイアス電圧Ｖ（縦軸）との関係を示すグラフである。図８のグラフ中、（１）は、バイアス電圧Ｖの上限を示すＶ＝－２１４．３ｍ＋１１０の直線である。（１）’は、Ｖ＝－２６７ｍ＋１４７の直線である。（１）’’は、Ｖ＝－２５０ｍ＋１３２．５の直線である。（２）は、Ｖ＝－１６６６ｍ＋１１００の直線である。（２）’は、－１５５６ｍ＋１０２２．６の直線である。（２）’’は、Ｖ＝－１４２９ｍ＋９４０．３の直線である。
　図９のグラフ中、（１）は、Ｖ＝－１４２９ｍ＋９４０．３の直線である。（１）’は、Ｖ＝－１５５６ｍ＋１０２２．６の直線である。（１）’’は、Ｖ＝－１６００ｍ＋１０５３．４の直線である。（１）’’’は、Ｖ＝－１６６５ｍ＋１０９８．９の直線である。（２）は、バイアス電圧Ｖの下限を示すＶ＝－３１６の直線である。（２）’は、Ｖ＝－３１０の直線である。（２）’’は、Ｖ＝－３００Ｖの直線である。
　本実施形態では、図８のグラフにおいて、直線（１）、直線（２）、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８５の直線により囲まれる領域内の条件によって硬質皮膜２０の成膜が行われる。また、直線（１）’、直線（２）’、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８５の直線により囲まれる領域内の条件がより好ましく、直線（１）’’、直線（２）’’、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８５の直線により囲まれる領域内の条件がさらに好ましい。
　また図８のグラフに示した成膜条件には限定されない。図９のグラフにおいて、直線（１）、直線（２）、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８５の直線により囲まれる領域内の条件によって硬質皮膜２０の成膜が行われてもよい。また、直線（１）’、直線（２）’、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８５の直線により囲まれる領域内の条件が採用されてもよいし、直線（１）’’、直線（２）’’、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８４５の直線により囲まれる領域内の条件が採用されてもよいし、直線（１）’’’、直線（２）’’、ｍ＝０．７の直線及びｍ＝０．８４の直線により囲まれる領域内の条件が採用されてもよい。これにより、ターゲット２２Ａから蒸発して基材１１に入射する荷電粒子を、基材１１の近傍に形成される電位勾配によって加速し、エネルギーを付与することができる。このような高エネルギーの荷電粒子を基材１１に衝突させ、且つスパッタリングによってさらに皮膜表面のエネルギーを高めることにより、エネルギー的に安定な六方晶が生成せず、準安定相である微細な立方晶が生成する。その結果、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上に調整された硬質皮膜２０を成膜することができる。
　また図６及び図７に示すように、この工程Ｓ４０では、磁場発生部材４２により、放電面２２Ｂに対して垂直な方向に、ターゲット２２Ａから基材１１に向かって伸びる磁場Ｍを発生させた状態で硬質皮膜２０が成膜される。これにより、放電が安定して持続するようになり、発生するプラズマ（イオン、電子）の揺らぎが少なく均一化される。そして、放電面２２Ｂに対して垂直に延びる磁場Ｍ（磁力線）によって発生したプラズマが基材１１に到達し易くなり、安定した成膜が可能になる。これにより、硬質皮膜２０の安定且つ均一な形成が可能となり、微細化された立方晶構造を有する硬質皮膜２０を成膜することができる。特に、図７に示すように、カソード冷却面２２Ｃよりも基材１１側に磁場発生部材４２（永久磁石又は電磁コイル）を配置することにより、ターゲット２２Ａの放電面２２Ｂに垂直な磁場Ｍをより容易に発生させることができる。
　＜実施形態２＞
　次に、本発明の実施形態２に係る硬質皮膜被覆部材である金型５０について、図１０を参照して説明する。図１０は、金型５０において被プレス部材である鋼板６０が設置された状態を示している。
　金型５０は、例えば鋼板６０の熱間成形に用いられる金型であって、上下方向に互いに離間して配置された上金型５１（第１金型）及び下金型５２（第２金型）を有している。上金型５１は凸部５３を有し、下金型５２には凸部５３に沿った形状の凹部５４が形成されている。上金型５１及び下金型５２は、不図示の駆動源からの駆動力により互いに接近する方向又は互いに離間する方向に移動可能に構成されている。図１０に示すように、加熱された鋼板６０が下金型５２の成形面上に設置された状態で上金型５１を下降させ、凸部５３によって鋼板６０をプレスすることにより、鋼板６０を下金型５２の凹部５４に沿った形状に成形することができる。なお、熱間成形加工に限定されず、冷間成形加工が行われてもよい。
　上金型５１及び下金型５２の各々は、金型の本体部分を構成する基材５５，５８と、ＰＶＤによって基材５５，５８の表面にコーティングされた硬質皮膜５６，５７と、を有している。この硬質皮膜５６，５７は、上記実施形態１と同様に、ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚ（０．６８≦ｍ≦０．８５）の組成式からなると共に立方晶岩塩型の結晶構造を有し、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下で且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上に調整された耐摩耗性に優れたものとなっている。このため、上記実施形態１において例示した切削工具だけでなく、金型５０のような塑性加工用治工具においても優れた耐摩耗性の効果を発現することができる。なお、金型５０は、図１０に示す曲げ型に限定されず、抜き型、絞り型又は圧縮型などの他のプレス金型であってもよい。
　＜その他実施形態＞
　次に、本発明のその他実施形態について説明する。
　本発明の硬質皮膜被覆部材は、切削工具や金型以外にも、耐摩耗性が要求される種々の機械部品においても適用することができる。例えば、ピストンリングやバルブなどの摺動部品にも適用することができる。
　上記実施形態１において、図３に示すように基材１１と硬質皮膜２０とが直接接触する場合に限定されず、密着性向上のための下地層が基材１１と硬質皮膜２０との間に形成されてもよい。下地層としては、ＴｉＡｌＮ、ＣｒＮ又はＴｉＮなどの材料からなるものが挙げられる。
　上記実施形態１，２において、Ｃの原子比ｘは０．０５≦ｘ＜０．５の範囲外であってもよい。またＢの原子比ｙは、０．０１未満であってもよい。またＯの原子比ｚは、ｚ＜０．１０の範囲外であってもよい。
　上記実施形態１では、アークイオンプレーティングにより硬質皮膜２０を成膜する場合について説明したがこれに限定されず、例えばスパッタリングなど他の物理蒸着法によって成膜してもよい。
　硬質皮膜の耐摩耗性について、本発明の効果を確認する実験を行った。
　（実施例１）
　［硬質皮膜の成膜］
　まず、Ａｌ含有量（原子比）が異なる種々のターゲット２２Ａを準備し、且つ、基材１１に印加されるバイアス電圧（基材バイアス）Ｖを変化させて硬質皮膜２０の成膜を行った。ターゲット２２ＡのＡｌ原子比ｍ及び基材バイアスＶの条件は、下記の表１（Ｎｏ．１～２５）に示す通りである。また成膜には、図５～図７を参照して説明した成膜装置２を使用した。
　まず、基材１１として、鏡面の超硬試験片（１３ｍｍ×１３ｍｍ×５ｍｍ厚）を準備した。そして、基材１１をエタノール中にて超音波洗浄し、チャンバー２１内に導入し、ステージ２４上にセットした。また表１に示す成分組成のＡｌＣｒからなるターゲット２２Ａを準備し、アーク電源２２のマイナス側に接続した。ターゲット２２Ａとしては、ターゲット径１００ｍｍφのものを使用した。
　次に、チャンバー２１内を５×１０－３Ｐａまで排気し、ヒータ２６により基材１１を５００℃まで加熱した後、Ａｒイオンによるエッチングを５分間行った。その後、チャンバー２１内が４Ｐａになるまで窒素ガスを導入した。そして、１５０Ａの放電電流によりターゲット２２Ａを蒸発させると共にステージ２４を５ｒｐｍの回転速度で回転させることにより、基材１１の表面に硬質皮膜２０を成膜した。このとき、バイアス電源２５により基材１１に印加するバイアス電圧Ｖを、下記の表１の通り制御した。バイアス電源２５としては、直流電源を用いた。硬質皮膜２０の膜厚は、３μｍとした。
　［硬さ・ヤング率の測定］
　成膜後の硬質皮膜２０について、ナノインデンターを用いて硬さＨ（ＧＰａ）及びヤング率Ｅ（ＧＰａ）を測定し、Ｈ／Ｅの値を算出した。
　硬さは、硬質皮膜２０が形成された超硬試験片を用いて、ナノインデンター試験により測定した。ナノインデンターによる測定には、株式会社エリオニクス製ＥＮＴ－１１００を装置として用い、インデンターにはベルコビッチ型の三角錐圧子を使用した。まず、２ｍＮ、５ｍＮ、７ｍＮ、１０ｍＮ及び２０ｍＮの５つの荷重条件によって各々５点の荷重負荷曲線を測定した。そして、ＳＡＷＡ等により提案された、装置のコンプライアンスと圧子先端形状を補正する方法（Ｊ．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．Ｖｏｌ．１６，Ｎｏ．１１，２００１，３０８４）によりデータの補正を行った。このようにして求められた硬さ及びヤング率からＨ／Ｅの値を算出した。
　［Ｘ線回折測定］
　各サンプルについて、基材１１上に形成された硬質皮膜２０の結晶性を、Ｘ線回折（ＣｕＫα線、４０ｋＶ－４０ｍＡ、θ－２θ、発散スリット１°、発散縦制限スリット１０ｍｍ、散乱スリット１°、受光スリット０．１５ｍｍ、モノクロ受光スリット０．８ｍｍ）により調査した。硬質皮膜２０における立方晶（１１１）面に基づくピークは、Ｘ線回折パターンにおいて回折角度（２θ）が３８°付近（３６～３９°）に観測された。このピークの存在により、立方晶の生成を確認した。また当該ピークの半値幅（ＦＷＨＭ：Ｆｕｌｌ　Ｗｉｄｔｈ　Ｈａｌｆ　Ｍａｘｉｍｕｍ）を計算により算出した。また回折角度５９°付近において六方晶由来の（１１０）面に基づくピークが認められた場合は、皮膜が完全に六方晶化していると判断した。下記の表１において、完全な六方晶化が認められた場合には、「ｈｃｐ（ｈｅｘａｇｏｎａｌ　ｃｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ）」の欄に「×」印を付している。また、立方晶（１１１）面に基づくピークの位置及び半値幅（ＦＷＨＭ）により、シュラーの式（ｔ＝λ／Ｂｃｏｓθ）を用いて、結晶子サイズｔ（Å）を算出した。λはＸ線の波長（Å）、Ｂは半値幅（ラジアン）、θはピーク位置２θ（ラジアン）をそれぞれ示す。
　［エロージョン率測定］
　ＭＳＥ（Ｍｉｃｒｏ　Ｓｌｕｒｒｙ－Ｊｅｔ　Ｅｒｏｓｉｏｎ）試験により、硬質皮膜２０の耐摩耗性を確認した。硬質皮膜２０を超硬合金製の基材１１上に成膜した各サンプルについて、ＭＳＥ試験によりエロージョン率を測定し、耐摩耗性を評価した。ＭＳＥ試験は、＃８０００（平均粒径１．２μｍ）の不定形アルミナ粒子を含有するスラリー（３ｍａｓｓ％）を使用し、投射距離１０ｍｍ、投射角度９０°、投射圧力０．３９０ＭＰａ（±０．００２以内）の条件で行った。そして、一定時間スラリーを投射し、触針式粗さ計を用いて投射痕を測定することによりエロージョン深さを求め、エロージョン率（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。エロージョン率が３．０×１０－２μｍ／ｍｉｎ以下のものを合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　［考察］
　上記試験の結果、Ｈ／Ｅが０．０５０未満のサンプルではエロージョン率が３．０×１０－２μｍ／ｍｉｎを超えたのに対し、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．０５８未満で且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上のサンプルではいずれもエロージョン率が３．０×１０－２μｍ／ｍｉｎ以下となり、耐摩耗性が向上することが分かった。
　またＡｌ含有量が０．７＜ｍ≦０．８５の範囲では、バイアス電圧（絶対値）の低下と共にエロージョン率が高くなり、耐摩耗性に低下した。これは、皮膜表面に与えられるエネルギーが小さくなり、六方晶が生成したためであると考えられる。一方、Ａｌ含有量が高い場合（ｍ＝０．８７）では、六方晶の皮膜となり、硬さが低下するため、耐摩耗性に劣った。
　また、バイアス電圧が上限（－１４２９ｍ＋９４０．３）を超える場合には、Ａｌ含有量が０．７０＜ｍ≦０．８５の範囲内であっても六方晶が形成され、耐摩耗性に劣った。またバイアス電圧が下限（－３１６Ｖ）を下回る場合には、スパッタリングの作用が大きくなったため、評価可能な皮膜を形成することができなかった。図９のグラフにおいて、丸印が表１のＮｏ．１～２５の実施例に相当し、「×」が比較例に相当する。この結果より、Ａｌ含有量が０．７＜ｍ≦０．８５の範囲内であり且つバイアス電圧Ｖが－３１６≦Ｖ≦－１４２９ｍ＋９４０．３の範囲内で成膜することにより、Ｈ／Ｅが０．０５０以上０．０５８未満で且つ硬さＨが２０ＧＰａ以上に調整された耐摩耗性に優れる硬質皮膜２０を成膜可能であることが分かった。
　（実施例２）
　ターゲット２２ＡのＡｌ原子比ｍ及び基材バイアスＶの条件を下記の表２及び表３（Ｎｏ．１～４７）に示す通りに調整し、上記実施例１と同様の試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［考察］
　上記試験の結果、Ｈ／Ｅが０．０５８未満のサンプルではエロージョン率が３．０×１０－２μｍ／ｍｉｎ以下ではあるものの２．０×１０－２μｍ／ｍｉｎを超えたのに対し、Ｈ／Ｅが０．０５８以上のサンプルではいずれもエロージョン率が２．０×１０－２μｍ／ｍｉｎ以下となり、耐摩耗性がさらに向上することが分かった。
　また、Ａｌ含有量が低い場合（ｍ＝０．６８）では、バイアス電圧の低下と共にエロージョン率も低下したが、これに比べてＡｌ含有量が０．７０＜ｍ≦０．８５の場合には耐摩耗性がより向上した。これは、ヤング率が小さくなり、皮膜が割れ難くなったためと考えられる。一方、Ａｌ含有量が高い場合（ｍ＝０．８７）では、六方晶の皮膜となり、硬さが低下するため、耐摩耗性に劣った。
　また、バイアス電圧が上限（－２１４．３ｍ＋１１０）を超える場合には、Ａｌ含有量が０．７＜ｍ≦０．８５の範囲内であっても六方晶が形成され、耐摩耗性に劣った。またバイアス電圧が下限（－１６６６ｍ＋１１００）を下回る場合に比べて、当該下限以上である場合には耐摩耗性がより向上した。図８のグラフにおいて、「○」が表２，３のＮｏ．１～４７の実施例に相当し、「×」が比較例に相当する。この結果より、Ａｌ含有量が０．７＜ｍ≦０．８５の範囲内であり且つバイアス電圧Ｖが－１６６６ｍ＋１１００≦Ｖ≦－２１４．３ｍ＋１１０の範囲内で成膜することにより、Ｈ／Ｅが０．０５８以上０．１２０以下に調整された耐摩耗性に優れる硬質皮膜２０を成膜可能であることが分かった。
　（実施例３）
　Ｃ，Ｂ，Ｏの元素を含有する硬質皮膜２０を成膜した点以外は、上記実施例１と同様である。上記実施例１において、成膜中の窒素ガスに、メタン（ＣＨ４）ガス、酸素（Ｏ）ガスを導入することにより、皮膜内にＣ、Ｏを添加した。またホウ素（Ｂ）は、ターゲット２２Ａに入れることにより添加した。Ａｌ含有量は７１ａｔ％とし、基材１１に印加するバイアス電圧は－２００Ｖとした。硬質皮膜２０の各評価方法は、上記実施例１と同様にした。試験結果を下記の表４に示す。また表４のＮｏ．１の結果を図９のグラフ中の丸印により示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ｃ含有量が０．５以上になると（Ｎｏ．３）、０．５未満の場合（Ｎｏ．２）に比べてエロージョン率が高くなり、耐摩耗性に劣った。これは、皮膜のヤング率が上がり、皮膜が割れ易くなったためであると考えられる。またＢ含有量が０．１を超えると（Ｎｏ．５）、結晶粒の微細化が進行し過ぎるため、０．１以下の場合（Ｎｏ．４）に比べて硬さが低下した。また半値幅（ＦＷＨＭ）が大きくなり、結晶粒ごと脱落し易くなったため、耐摩耗性に劣った。またＯ含有量が０．１以上の場合（Ｎｏ．７）、皮膜が軟化し過ぎるため、０．１０未満の場合（Ｎｏ．６）に比べて耐摩耗性に劣った。
　（実施例４）
　Ｃ，Ｂ，Ｏの元素を含有する硬質皮膜２０を成膜した点以外は、上記実施例１と同様である。上記実施例１において、成膜中の窒素ガスに、メタン（ＣＨ４）ガス、酸素（Ｏ）ガスを導入することにより、皮膜内にＣ、Ｏを添加した。またホウ素（Ｂ）は、ターゲット４１に入れることにより添加した。Ａｌ含有量は７７ａｔ％とし、基材１１に印加するバイアス電圧は－１００Ｖとした。硬質皮膜２０の各評価方法は、上記実施例１と同様にした。試験結果を下記の表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　Ｃ含有量が０．５以上である場合（Ｎｏ．５）に比べて、Ｃ含有量が０．５未満の場合（Ｎｏ．１～４）にはエロージョン率が低くなり、耐摩耗性が向上した。これは、皮膜の硬さ及びヤング率が共に下がり、皮膜が割れ難くなったためであると考えられる。またＢ含有量が０．１を超えると（Ｎｏ．８）、結晶粒の微細化が進行し過ぎるため、０．１以下の場合（Ｎｏ．６，７）に比べて硬さが低下した。また半値幅（ＦＷＨＭ）が大きくなり、結晶粒ごと脱落し易くなったため、耐摩耗性に劣った。またＯ含有量が０．１以上の場合（Ｎｏ．１１）、皮膜が軟化し、耐摩耗性に劣った。

Claims (11)

  1. 　Ａｌ、Ｃｒ及びＮを含有する硬質皮膜であって、
    　ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなり、
    　前記組成式において、ｍはＡｌ、Ｃｒの合計に対するＡｌの原子比、１－ｍはＡｌ、Ｃｒの合計に対するＣｒの原子比、１－ｘ－ｙ－ｚはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＮの原子比、ｘはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＣの原子比、ｙはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＢの原子比、ｚはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＯの原子比をそれぞれ示し、
    　０．６８≦ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされており、
    　立方晶岩塩型の結晶構造を有し、
    　前記硬質皮膜の硬さをＨ（ＧＰａ）、前記硬質皮膜のヤング率をＥ（ＧＰａ）としたときに、ヤング率に対する硬さの比であるＨ／Ｅが０．０５０以上０．１２０以下であり且つＨが２０ＧＰａ以上であることを特徴とする、硬質皮膜。
  2. 　Ｈ／Ｅが０．０５８以上であることを特徴とする、請求項１に記載の硬質皮膜。
  3. 　ＣｕＫα線を用いたＸ線回折測定において、前記立方晶岩塩型の結晶構造の（１１１）面に基づくピークの半値幅が０．２５°以上１．００°以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の硬質皮膜。
  4. 　前記半値幅が０．３２°以上であることを特徴とする、請求項３に記載の硬質皮膜。
  5. 　Ｃの原子比ｘが０．０５≦ｘ＜０．５の関係式を満たすことを特徴とする、請求項１、２又は４に記載の硬質皮膜。
  6. 　Ｂの原子比ｙが０．０１≦ｙ≦０．１０の関係式を満たすことを特徴とする、請求項１、２又は４に記載の硬質皮膜。
  7. 　Ｏの原子比ｚが０＜ｚ＜０．１０の関係式を満たすことを特徴とする、請求項１、２又は４に記載の硬質皮膜。
  8. 　基材と、
    　前記基材の表面に形成された請求項１、２又は４に記載の硬質皮膜と、を備えた、硬質皮膜被覆部材。
  9. 　ＡｌｍＣｒ１－ｍＮ１－ｘ－ｙ－ｚＣｘＢｙＯｚの組成式からなり、立方晶岩塩型の結晶構造を有する硬質皮膜を基材の表面に形成する硬質皮膜の製造方法であって、
    　前記組成式において、ｍはＡｌ、Ｃｒの合計に対するＡｌの原子比、１－ｍはＡｌ、Ｃｒの合計に対するＣｒの原子比、１－ｘ－ｙ－ｚはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＮの原子比、ｘはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＣの原子比、ｙはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＢの原子比、ｚはＮ、Ｃ、Ｂ、Ｏの合計に対するＯの原子比をそれぞれ示し、
    　０．７０＜ｍ≦０．８５、ｙ≦０．１０の関係式が満たされており、
    　前記基材をステージ上に設置する工程と、
    　前記硬質皮膜の成分組成を有するターゲットを設置する工程と、
    　前記ターゲットを蒸発させることにより、前記基材の表面に前記硬質皮膜を成膜する工程と、を備え、
    　前記硬質皮膜を成膜する工程では、前記ステージから前記基材に印加するバイアス電圧Ｖが、－３１６≦Ｖ≦－２１４．３ｍ＋１１０の関係式を満たすように、前記基材にバイアス電圧を印加しつつ前記硬質皮膜を成膜することを特徴とする、硬質皮膜の製造方法。
  10. 　前記バイアス電圧Ｖが、－１６６６ｍ＋１１００≦Ｖ、の関係式を満たすことを特徴とする、請求項９に記載の硬質皮膜の製造方法。
  11. 　前記硬質皮膜を成膜する工程において、前記ターゲットの放電面に対して垂直な方向に磁場を発生させることを特徴とする、請求項９又は１０に記載の硬質皮膜の製造方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020111122A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
WO2020111123A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
DE112021001965T5 (de) 2020-03-27 2023-01-12 Kyocera Corporation Beschichtetes werkzeug
JP2023172378A (ja) * 2022-05-23 2023-12-06 国立大学法人福井大学 固体材料の表面内部評価方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7378716B2 (ja) * 2018-10-24 2023-11-14 日東電工株式会社 エンドミルの製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003071611A (ja) * 2001-06-19 2003-03-12 Kobe Steel Ltd 切削工具用硬質皮膜およびその製造方法並びに硬質皮膜形成用ターゲット
JP2004268250A (ja) * 2003-02-17 2004-09-30 Hitachi Tool Engineering Ltd 被覆エンドミル及び被覆用ターゲット
JP2005344148A (ja) * 2004-06-01 2005-12-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐摩耗性被膜およびこれを用いた表面被覆切削工具
JP2006524748A (ja) * 2003-04-28 2006-11-02 ユナキス・バルツェルス・アクチェンゲゼルシャフト ＡｌＣｒ含有の硬質材料層を有する工作物および製造方法
WO2012173236A1 (ja) * 2011-06-17 2012-12-20 株式会社神戸製鋼所 硬質皮膜被覆部材
JP2014091169A (ja) * 2012-10-31 2014-05-19 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆切削工具

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003071611A (ja) * 2001-06-19 2003-03-12 Kobe Steel Ltd 切削工具用硬質皮膜およびその製造方法並びに硬質皮膜形成用ターゲット
JP2004268250A (ja) * 2003-02-17 2004-09-30 Hitachi Tool Engineering Ltd 被覆エンドミル及び被覆用ターゲット
JP2006524748A (ja) * 2003-04-28 2006-11-02 ユナキス・バルツェルス・アクチェンゲゼルシャフト ＡｌＣｒ含有の硬質材料層を有する工作物および製造方法
JP2005344148A (ja) * 2004-06-01 2005-12-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐摩耗性被膜およびこれを用いた表面被覆切削工具
WO2012173236A1 (ja) * 2011-06-17 2012-12-20 株式会社神戸製鋼所 硬質皮膜被覆部材
JP2014091169A (ja) * 2012-10-31 2014-05-19 Mitsubishi Materials Corp 表面被覆切削工具

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7213888B2 (ja) 2018-11-29 2023-01-27 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
KR102591245B1 (ko) 2018-11-29 2023-10-19 교세라 가부시키가이샤 피복 공구 및 그것을 구비한 절삭 공구
KR20210087049A (ko) * 2018-11-29 2021-07-09 교세라 가부시키가이샤 피복 공구 및 그것을 구비한 절삭 공구
KR20210087478A (ko) * 2018-11-29 2021-07-12 교세라 가부시키가이샤 피복 공구 및 그것을 구비한 절삭 공구
CN113165082A (zh) * 2018-11-29 2021-07-23 京瓷株式会社 涂层刀具及具备该涂层刀具的切削刀具
JPWO2020111122A1 (ja) * 2018-11-29 2021-10-07 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
JPWO2020111123A1 (ja) * 2018-11-29 2021-10-07 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
CN113165082B (zh) * 2018-11-29 2025-02-21 京瓷株式会社 涂层刀具及具备该涂层刀具的切削刀具
WO2020111123A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
US12151289B2 (en) 2018-11-29 2024-11-26 Kyocera Corporation Coated tool and cutting tool including same
WO2020111122A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
KR102676439B1 (ko) * 2018-11-29 2024-06-19 교세라 가부시키가이샤 피복 공구 및 그것을 구비한 절삭 공구
JP7441177B2 (ja) 2018-11-29 2024-02-29 京セラ株式会社 被覆工具およびそれを備えた切削工具
DE112021001965T5 (de) 2020-03-27 2023-01-12 Kyocera Corporation Beschichtetes werkzeug
US12454012B2 (en) 2020-03-27 2025-10-28 Kyocera Corporation Coated tool
JP7399504B2 (ja) 2022-05-23 2023-12-18 国立大学法人福井大学 固体材料の表面内部評価方法
JP2023172378A (ja) * 2022-05-23 2023-12-06 国立大学法人福井大学 固体材料の表面内部評価方法

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