JPH08296064A - 耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品 - Google Patents
耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品Info
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- JPH08296064A JPH08296064A JP12324695A JP12324695A JPH08296064A JP H08296064 A JPH08296064 A JP H08296064A JP 12324695 A JP12324695 A JP 12324695A JP 12324695 A JP12324695 A JP 12324695A JP H08296064 A JPH08296064 A JP H08296064A
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- 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
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
- C23C28/044—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material coatings specially adapted for cutting tools or wear applications
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- C23C8/80—After-treatment
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- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 基材との密着力と耐久性に優れた耐酸化性と
耐摩耗性を合せ持つ硬質被膜付き物品の提供。 【構成】 金属部材表面に、窒化層からなる第１層と、
その上に形成したＴｉＡｌＮ膜の第２層からなる複合被
膜を形成する。また、前記第２層はＴｉＡｌＮ膜中のＡ
ｌ濃度が断続的に変化した積層膜あるいは連続的に変化
した傾斜膜あるいは前記両被膜が混在した積層傾斜膜で
構成するか、または前記第１層と第２層との間に靭性に
優れた中間層を設ける。
耐摩耗性を合せ持つ硬質被膜付き物品の提供。 【構成】 金属部材表面に、窒化層からなる第１層と、
その上に形成したＴｉＡｌＮ膜の第２層からなる複合被
膜を形成する。また、前記第２層はＴｉＡｌＮ膜中のＡ
ｌ濃度が断続的に変化した積層膜あるいは連続的に変化
した傾斜膜あるいは前記両被膜が混在した積層傾斜膜で
構成するか、または前記第１層と第２層との間に靭性に
優れた中間層を設ける。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、耐酸化性、耐摩耗性
に優れた硬質被膜付き物品に関するものである。
に優れた硬質被膜付き物品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】工具や金型等の鋼材の表面に、その材料
の耐摩耗性を向上させるためにイオンプレーティング法
等によりＴｉＮの被膜を被覆することは周知である。し
かしながら、ＴｉＮをはじめとする金属窒化物は、高温
で酸化されやすく、生成した脆い酸化物層により耐摩耗
性が著しく劣化するという欠点があり、高硬度の鋼や難
削材を加工するこ工具類、熱間加工に用いられる金型等
では十分な効果が得られていない。例えば、ライボルト
ヘレウス社のＷ．Ｄ．ミュンツらによる研究（Ｊ．Ｖａ
ｃ Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．，Ａ４，２７１７（１９
８６）等では、ＴｉＡｌＮが耐酸化性に優れていると報
告されている。
の耐摩耗性を向上させるためにイオンプレーティング法
等によりＴｉＮの被膜を被覆することは周知である。し
かしながら、ＴｉＮをはじめとする金属窒化物は、高温
で酸化されやすく、生成した脆い酸化物層により耐摩耗
性が著しく劣化するという欠点があり、高硬度の鋼や難
削材を加工するこ工具類、熱間加工に用いられる金型等
では十分な効果が得られていない。例えば、ライボルト
ヘレウス社のＷ．Ｄ．ミュンツらによる研究（Ｊ．Ｖａ
ｃ Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．，Ａ４，２７１７（１９
８６）等では、ＴｉＡｌＮが耐酸化性に優れていると報
告されている。
【０００３】しかし、上記ＴｉＡｌＮ膜は、Ａｌの添加
による耐酸化性は向上するが、Ａｌの量が増えるにした
がい被膜の機械的特性の劣化が起こり、工具等へ適用し
た場合には性能が低下するという問題がある。ＴｉＡｌ
Ｎ膜は、本質的にはＴｉＮ膜中に一種の欠陥としてＡｌ
を添加しているため、被膜の靭性が低下し、機械的特性
はＴｉＮよりも劣っている。
による耐酸化性は向上するが、Ａｌの量が増えるにした
がい被膜の機械的特性の劣化が起こり、工具等へ適用し
た場合には性能が低下するという問題がある。ＴｉＡｌ
Ｎ膜は、本質的にはＴｉＮ膜中に一種の欠陥としてＡｌ
を添加しているため、被膜の靭性が低下し、機械的特性
はＴｉＮよりも劣っている。
【０００４】このようなＡｌの添加による機械的特性の
低下は、ＴｉＡｌＮ膜中のＡｌの量が金属成分のモル％
にて１０％を超えた領域で著しくなる。Ａｌの量が１０
％以下のＴｉＡｌＮ膜では、ＴｉＮ膜同様の機械的特性
を示すが、このような低能度のＡｌ添加では耐酸化性の
効果はほとんど現れない。このようなＡｌの添加による
機械的特性の低下と耐酸化性の向上という相反する現象
を補うため。Ａｌ濃度が連続的に変化した構造の膜等が
提案されている。例えば、特開平２−１７０９６５号公
報には、Ａｌ濃度の傾斜した構造の被膜として、表面に
近づくにしたがいＡｌ濃度が増し、最表面での最高のＡ
ｌ濃度となる被膜構造が提案されている。
低下は、ＴｉＡｌＮ膜中のＡｌの量が金属成分のモル％
にて１０％を超えた領域で著しくなる。Ａｌの量が１０
％以下のＴｉＡｌＮ膜では、ＴｉＮ膜同様の機械的特性
を示すが、このような低能度のＡｌ添加では耐酸化性の
効果はほとんど現れない。このようなＡｌの添加による
機械的特性の低下と耐酸化性の向上という相反する現象
を補うため。Ａｌ濃度が連続的に変化した構造の膜等が
提案されている。例えば、特開平２−１７０９６５号公
報には、Ａｌ濃度の傾斜した構造の被膜として、表面に
近づくにしたがいＡｌ濃度が増し、最表面での最高のＡ
ｌ濃度となる被膜構造が提案されている。
【０００５】一方、硬質被膜を形成する部材表面の前処
理としてイオン窒化処理を施し、その窒化層（拡散層）
上に硬質被膜を形成する複合処理により、該硬質被膜の
密着力や耐久性をさらに向上させることが行われてい
る。しかし、従来のイオン窒化法によって部材表面に窒
化層（拡散層）を形成すると、スパッタリングにより部
材表面が荒れたり、あるいは部材の最表面に非常に脆い
化合物層が形成されやすいため、その上に被膜を形成し
ても密着力が向上しないという問題があった。そのた
め、従来のイオン窒化処理後には、部材表面を研磨しな
ければならなかった。また、従来のイオン窒化法では、
微細なスリット、孔または溝を有する複雑な形状の部材
の処理や異種の形状の部材を同時に処理しようとする
と、プラズマが部材の特定部分に局在し、イオン窒化処
理が部材表面に均一に行われなかったり、局所的な加熱
が起って基材の特性を損なう場合がある。したがって、
複雑な形状を有した金型等の部材表面を均一に窒化処理
することが不可能であり、不均一な窒化処理がなされた
部材表面上に硬質被膜を形成しても被膜の密着性や耐久
性に大きなばらつきが発生する。
理としてイオン窒化処理を施し、その窒化層（拡散層）
上に硬質被膜を形成する複合処理により、該硬質被膜の
密着力や耐久性をさらに向上させることが行われてい
る。しかし、従来のイオン窒化法によって部材表面に窒
化層（拡散層）を形成すると、スパッタリングにより部
材表面が荒れたり、あるいは部材の最表面に非常に脆い
化合物層が形成されやすいため、その上に被膜を形成し
ても密着力が向上しないという問題があった。そのた
め、従来のイオン窒化処理後には、部材表面を研磨しな
ければならなかった。また、従来のイオン窒化法では、
微細なスリット、孔または溝を有する複雑な形状の部材
の処理や異種の形状の部材を同時に処理しようとする
と、プラズマが部材の特定部分に局在し、イオン窒化処
理が部材表面に均一に行われなかったり、局所的な加熱
が起って基材の特性を損なう場合がある。したがって、
複雑な形状を有した金型等の部材表面を均一に窒化処理
することが不可能であり、不均一な窒化処理がなされた
部材表面上に硬質被膜を形成しても被膜の密着性や耐久
性に大きなばらつきが発生する。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、ＴｉＡ
ｌＮ膜はＴｉＮ膜に比べ耐酸化性に優れているが、靭性
が劣るために工具等へ適用した場合に実用的な効果が得
られていない。
ｌＮ膜はＴｉＮ膜に比べ耐酸化性に優れているが、靭性
が劣るために工具等へ適用した場合に実用的な効果が得
られていない。
【０００７】この発明は、かかる実状よりみて、基材と
の密着力と耐久性に優れた耐酸化性と耐摩耗性を合せ持
つ硬質被膜付き物品を提供することを目的とする。
の密着力と耐久性に優れた耐酸化性と耐摩耗性を合せ持
つ硬質被膜付き物品を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明は、金属部材を
３００〜６５０℃の温度に保持し、アンモニアガスと水
素ガスを用い、金属部材の表面に０．００１〜２．０ m
A/cm2 の電流密度のグロー放電を行いイオン窒化するこ
とにより形成した窒化層の第１層と、該第１層上にＰＶ
Ｄ法によりＴｉＡｌＮ膜を積層して第２層とすることを
特徴とする耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品を要旨とす
る。また、この発明は、前記第２層目のＴｉＡｌＮ膜中
のＡｌ濃度が断続的に変化した積層膜あるいは連続的に
変化した傾斜膜あるいは断続的な変化と連続的な変化が
混在した積層傾斜膜であることを特徴とし、さらにこの
ＴｉＡｌＮ膜と金属部材との間に、ＰＶＤ法によりＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＣｒの少なくと
も１種の窒化物、炭化物および／または炭窒化物からな
る中間層を全膜厚の０〜９０％挿入したことを特徴とす
るものである。
３００〜６５０℃の温度に保持し、アンモニアガスと水
素ガスを用い、金属部材の表面に０．００１〜２．０ m
A/cm2 の電流密度のグロー放電を行いイオン窒化するこ
とにより形成した窒化層の第１層と、該第１層上にＰＶ
Ｄ法によりＴｉＡｌＮ膜を積層して第２層とすることを
特徴とする耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品を要旨とす
る。また、この発明は、前記第２層目のＴｉＡｌＮ膜中
のＡｌ濃度が断続的に変化した積層膜あるいは連続的に
変化した傾斜膜あるいは断続的な変化と連続的な変化が
混在した積層傾斜膜であることを特徴とし、さらにこの
ＴｉＡｌＮ膜と金属部材との間に、ＰＶＤ法によりＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＣｒの少なくと
も１種の窒化物、炭化物および／または炭窒化物からな
る中間層を全膜厚の０〜９０％挿入したことを特徴とす
るものである。
【０００９】
【作用】この発明の対象と金属部材としては、ＳＵＰ１
０等のばね鋼、ＳＵＪ２等の軸受鋼、ＳＡＣＭ１等の窒
化鋼、ＳＫＤ６１等の熱間加工用鋼、ＳＫＤ１１等の冷
間加工用鋼、ＳＫＨ５１等の高速度鋼、ＳＵＳ３０１等
の耐熱鋼、ＳＣＲ２０等の機械部品鋼、ＳＵＳ４１０等
の耐熱耐酸鋼等があげられる。
０等のばね鋼、ＳＵＪ２等の軸受鋼、ＳＡＣＭ１等の窒
化鋼、ＳＫＤ６１等の熱間加工用鋼、ＳＫＤ１１等の冷
間加工用鋼、ＳＫＨ５１等の高速度鋼、ＳＵＳ３０１等
の耐熱鋼、ＳＣＲ２０等の機械部品鋼、ＳＵＳ４１０等
の耐熱耐酸鋼等があげられる。
【００１０】また、この発明の対象とする製品として
は、比較的単純な平面形状を有するＣＤ用金型や各種金
属部品から、表面が複雑な形状を有する押出成形機用ス
クリュウー、撹拌機用スクリュー、機械部品成形用金
型、自動車用ギヤ、エンジン部品、アルミニウム押出用
各種ダイス、ドリルやエンドミル等の切削工具等があげ
られる。
は、比較的単純な平面形状を有するＣＤ用金型や各種金
属部品から、表面が複雑な形状を有する押出成形機用ス
クリュウー、撹拌機用スクリュー、機械部品成形用金
型、自動車用ギヤ、エンジン部品、アルミニウム押出用
各種ダイス、ドリルやエンドミル等の切削工具等があげ
られる。
【００１１】この発明における窒化層の第１層を形成す
るためのイオン窒化処理において、金属部材の反応温度
を３００〜６５０℃に限定したのは、以下に示す理由に
よる。 すなわち、金属部材を、窒素イオンと速やかに
反応させ、経済性が成り立つ収率で反応する反応温度ま
で加熱するためには金属部材の温度を３００〜６５０℃
に加熱する必要がある。その理由は、３００℃未満では
イオン窒化反応が極めて遅く、６５０℃を超えると金属
部材表面にいったん形成された窒化層（拡散層）中の窒
素が内部拡散してしまうために硬質の窒化層が形成され
ないからである。
るためのイオン窒化処理において、金属部材の反応温度
を３００〜６５０℃に限定したのは、以下に示す理由に
よる。 すなわち、金属部材を、窒素イオンと速やかに
反応させ、経済性が成り立つ収率で反応する反応温度ま
で加熱するためには金属部材の温度を３００〜６５０℃
に加熱する必要がある。その理由は、３００℃未満では
イオン窒化反応が極めて遅く、６５０℃を超えると金属
部材表面にいったん形成された窒化層（拡散層）中の窒
素が内部拡散してしまうために硬質の窒化層が形成され
ないからである。
【００１２】なお、上記所定の温度に加熱する手段とし
て、従来のイオン窒化ではグロー放電によって加熱し保
持することが可能であったが、この発明のグロー放電の
電流密度（０．００１〜２．０ mA/cm2 ）では加熱し保
持することは困難である。したがって、グロー放電以外
に加熱保持する方法が必要であるが、その手段として
は、電気加熱、ガス加熱等が挙げられ、特に電気加熱が
使い易い。また、加熱源をイオン窒化処理を行う真空チ
ャンバー内、あるいはその外側に配置する方法をとる
と、自動制御システムと組合わせてプログロムされた昇
温や温度維持が容易にできる。
て、従来のイオン窒化ではグロー放電によって加熱し保
持することが可能であったが、この発明のグロー放電の
電流密度（０．００１〜２．０ mA/cm2 ）では加熱し保
持することは困難である。したがって、グロー放電以外
に加熱保持する方法が必要であるが、その手段として
は、電気加熱、ガス加熱等が挙げられ、特に電気加熱が
使い易い。また、加熱源をイオン窒化処理を行う真空チ
ャンバー内、あるいはその外側に配置する方法をとる
と、自動制御システムと組合わせてプログロムされた昇
温や温度維持が容易にできる。
【００１３】また、イオン窒化ガスとして、アンモニア
ガス（ＮＨ３）と水素ガス（Ｈ２）を用いるのは、アン
モニアガスはプラズマ化電流密度が高いとＮとＨに分解
し、直ちにＮ２とＨ２になるためイオン窒化反応が十分
に起こらないが、アンモニアガスはプラズマ化電流密度
が低い範囲においてアンモニアラジカルとして安定であ
り、水素ガスは放電によるアンモニアガスのラジカル化
を安定に行うための補助ガスとして作用するからであ
る。ＮＨ３／Ｈ２体積比は１／１００〜１／０がよく、
１／１０〜３／１が好適である。ＮＨ３／Ｈ２体積比が
１／１００未満ではイオン窒化反応が十分に起こらな
い。なお、水素ガスを供給しない場合は、補助ガスのＨ
２がＮＨ３の分解で発生するので、このＨ２を用いる。
プラズマを安定させるためには、Ａｒガス等を添加する
こともできる。
ガス（ＮＨ３）と水素ガス（Ｈ２）を用いるのは、アン
モニアガスはプラズマ化電流密度が高いとＮとＨに分解
し、直ちにＮ２とＨ２になるためイオン窒化反応が十分
に起こらないが、アンモニアガスはプラズマ化電流密度
が低い範囲においてアンモニアラジカルとして安定であ
り、水素ガスは放電によるアンモニアガスのラジカル化
を安定に行うための補助ガスとして作用するからであ
る。ＮＨ３／Ｈ２体積比は１／１００〜１／０がよく、
１／１０〜３／１が好適である。ＮＨ３／Ｈ２体積比が
１／１００未満ではイオン窒化反応が十分に起こらな
い。なお、水素ガスを供給しない場合は、補助ガスのＨ
２がＮＨ３の分解で発生するので、このＨ２を用いる。
プラズマを安定させるためには、Ａｒガス等を添加する
こともできる。
【００１４】また、この発明において、金属部材の表面
にかけるプラズマ化電流を０．００１〜２．０ mA/cm2
とするのは、０．００１ mA/cm2 未満では、プラズマ化
を十分に起こすことができず、他方、２．０ mA/cm2 を
超えると金属部材の表面粗度が急激に大きくなり、また
金属部材の表面で局部的な過熱状態が生じたり、スリッ
ト内や溝内部に有効なイオン窒化処理が行われないため
である。特に、光沢研磨が施された金属部材に対して、
その表面状態を保持したままイオン窒化処理を行うため
には、０．００１〜０．５ mA/cm2 の電流密度の範囲が
好ましい。
にかけるプラズマ化電流を０．００１〜２．０ mA/cm2
とするのは、０．００１ mA/cm2 未満では、プラズマ化
を十分に起こすことができず、他方、２．０ mA/cm2 を
超えると金属部材の表面粗度が急激に大きくなり、また
金属部材の表面で局部的な過熱状態が生じたり、スリッ
ト内や溝内部に有効なイオン窒化処理が行われないため
である。特に、光沢研磨が施された金属部材に対して、
その表面状態を保持したままイオン窒化処理を行うため
には、０．００１〜０．５ mA/cm2 の電流密度の範囲が
好ましい。
【００１５】プラズマ化のためのグロー放電を発生する
放電は、直流放電、高周波放電のいずれでもよい。イオ
ン窒化を行う真空チャンバーは基本的にグロー放電用電
極、プラズマ化ガス用配管とを備え、真空ポンプに接続
された排気管を備えたものであれば特に限定されない。
放電は、直流放電、高周波放電のいずれでもよい。イオ
ン窒化を行う真空チャンバーは基本的にグロー放電用電
極、プラズマ化ガス用配管とを備え、真空ポンプに接続
された排気管を備えたものであれば特に限定されない。
【００１６】第１層として形成される窒化層（拡散層）
の厚みは、第２層として形成されるＴｉＡｌＮ膜の膜構
造により、５〜５００μｍの範囲で適宜選択され、好ま
しくは２０〜２００μｍで有る。すなわち、５μｍ未満
の窒化層（拡散層）の厚みでは、第２層として形成され
る硬質被膜の密着力が向上しない。５００μｍを超えた
厚みになると、部材自体が脆くなり、耐衝撃性や耐久性
が劣ってしまうので望ましくない。
の厚みは、第２層として形成されるＴｉＡｌＮ膜の膜構
造により、５〜５００μｍの範囲で適宜選択され、好ま
しくは２０〜２００μｍで有る。すなわち、５μｍ未満
の窒化層（拡散層）の厚みでは、第２層として形成され
る硬質被膜の密着力が向上しない。５００μｍを超えた
厚みになると、部材自体が脆くなり、耐衝撃性や耐久性
が劣ってしまうので望ましくない。
【００１７】以上のような条件で形成された第１層の窒
化層（拡散層）上に第２層として被覆するＴｉＡｌＮ膜
は、熱ＣＶＤ法のように高温で硬質被膜を形成させる方
法では、窒化層（拡散層）の窒素が内部拡散し、形成さ
れた窒化層（拡散層）が失われてしまったり、母材がな
まったり、変形するので好ましくない。したがって、第
１層の窒化層（拡散層）の窒素が内部拡散しない６５０
℃以下の低温で硬質被膜の成膜が可能なＰＶＤ法が好ま
しく、ＰＶＤ法であればイオンプレーティング法、スパ
ッタ法等の公知の方法でよい。好ましくは、摺動特性の
向上に有効で、金属基材との密着力に優れているイオン
プレーティング法を用いて第２層のＴｉＡｌＮ膜を形成
する。
化層（拡散層）上に第２層として被覆するＴｉＡｌＮ膜
は、熱ＣＶＤ法のように高温で硬質被膜を形成させる方
法では、窒化層（拡散層）の窒素が内部拡散し、形成さ
れた窒化層（拡散層）が失われてしまったり、母材がな
まったり、変形するので好ましくない。したがって、第
１層の窒化層（拡散層）の窒素が内部拡散しない６５０
℃以下の低温で硬質被膜の成膜が可能なＰＶＤ法が好ま
しく、ＰＶＤ法であればイオンプレーティング法、スパ
ッタ法等の公知の方法でよい。好ましくは、摺動特性の
向上に有効で、金属基材との密着力に優れているイオン
プレーティング法を用いて第２層のＴｉＡｌＮ膜を形成
する。
【００１８】イオンプレーティング法は、一般に金属を
蒸発させ、この蒸発した金属をイオン化し、さらにイオ
ン化した金属分子を反応性ガス雰囲気下で電界により加
速して、基材表面に付着固定させるものである。この発
明の第２層のＴｉＡｌＮ膜をイオンプレーティング法で
作製する場合の金属源としては、金属チタンおよび金属
アルミニウムの２種の蒸発源を用いる必要があるが、こ
の純金属の代りにＴｉーＡｌ合金を用いてもよい。これ
らの純金属や組成の異なる合金の蒸発源を単独あるいは
複数個同時に使用することにより目的とする比率でＴｉ
とＡｌの蒸気が供給される。
蒸発させ、この蒸発した金属をイオン化し、さらにイオ
ン化した金属分子を反応性ガス雰囲気下で電界により加
速して、基材表面に付着固定させるものである。この発
明の第２層のＴｉＡｌＮ膜をイオンプレーティング法で
作製する場合の金属源としては、金属チタンおよび金属
アルミニウムの２種の蒸発源を用いる必要があるが、こ
の純金属の代りにＴｉーＡｌ合金を用いてもよい。これ
らの純金属や組成の異なる合金の蒸発源を単独あるいは
複数個同時に使用することにより目的とする比率でＴｉ
とＡｌの蒸気が供給される。
【００１９】ここで、金属を蒸発させる手段としては、
既存のイオンプレーティング装置に具備されている抵抗
加熱方式や電子銃加熱方式のいずれでもよい。また、蒸
発した金属のイオン化は、公知のカソードアーク放電、
グロー放電、高周波放電、イオン化電極を用いる方法、
ホロカソード法のいずれでもよい。これらの中で、カソ
ードアーク放電型のイオンプレーティング法は、金属の
蒸発とイオン化を同時に行う方式であり、他の方法に比
べて金属のイオン化効率が高く、高い密着力を持つ被膜
の形成に好適である。
既存のイオンプレーティング装置に具備されている抵抗
加熱方式や電子銃加熱方式のいずれでもよい。また、蒸
発した金属のイオン化は、公知のカソードアーク放電、
グロー放電、高周波放電、イオン化電極を用いる方法、
ホロカソード法のいずれでもよい。これらの中で、カソ
ードアーク放電型のイオンプレーティング法は、金属の
蒸発とイオン化を同時に行う方式であり、他の方法に比
べて金属のイオン化効率が高く、高い密着力を持つ被膜
の形成に好適である。
【００２０】この発明のＴｉＡｌＮ膜形成に使用される
反応性ガスは、窒化物を生成させるための反応ガスであ
り、窒素あるいはアンモニアまたはこれらの混合ガスま
たはこれらを含む他の種類のガスとの混合ガスを用い
る。反応ガスの圧力は、用いるガスの種類により異なる
が、一般に１０−３〜１０１トールの範囲内で適宜選択
すればよい。
反応性ガスは、窒化物を生成させるための反応ガスであ
り、窒素あるいはアンモニアまたはこれらの混合ガスま
たはこれらを含む他の種類のガスとの混合ガスを用い
る。反応ガスの圧力は、用いるガスの種類により異なる
が、一般に１０−３〜１０１トールの範囲内で適宜選択
すればよい。
【００２１】また、この硬質被膜の形成に先立って基材
の加熱を行う際にイオン照射による加熱を採用する場合
は金属イオンにて行い、イオン化した金属イオンを加速
するするためのバイアス電圧としてー５００Ｖ〜ー２０
００Ｖが好ましく、さらに好ましくはー８００Ｖ〜ー１
５００Ｖである。また、ＴｉＡｌＮ膜形成時には、バイ
アス電圧として０〜ー７００Ｖが好ましく、さらに好ま
しくはー５０〜ー５００Ｖである。このＴｉＡｌＮ膜の
厚みは、被処理物の使用環境によって１〜１０μｍの範
囲で適宜選択され、工具類では通常１〜４μｍが好まし
い。
の加熱を行う際にイオン照射による加熱を採用する場合
は金属イオンにて行い、イオン化した金属イオンを加速
するするためのバイアス電圧としてー５００Ｖ〜ー２０
００Ｖが好ましく、さらに好ましくはー８００Ｖ〜ー１
５００Ｖである。また、ＴｉＡｌＮ膜形成時には、バイ
アス電圧として０〜ー７００Ｖが好ましく、さらに好ま
しくはー５０〜ー５００Ｖである。このＴｉＡｌＮ膜の
厚みは、被処理物の使用環境によって１〜１０μｍの範
囲で適宜選択され、工具類では通常１〜４μｍが好まし
い。
【００２２】ＴｉＮはＢ１型結晶構造の物質であるが、
ＴｉＮ中のＴｉの一部がＡｌに置換された置換型固溶体
であるＴｉＡｌＮにおいて、Ａｌ量がＴｉＡｌＮ膜の金
属成分のモル％で７０％まではＴｉＮ同様Ｂ１型結晶構
造となる。Ａｌ濃度が７０％を超えると結晶構造が変化
し、被膜の機械的性質が極端に低下して好ましくない。
ＴｉＮ中のＴｉの一部がＡｌに置換された置換型固溶体
であるＴｉＡｌＮにおいて、Ａｌ量がＴｉＡｌＮ膜の金
属成分のモル％で７０％まではＴｉＮ同様Ｂ１型結晶構
造となる。Ａｌ濃度が７０％を超えると結晶構造が変化
し、被膜の機械的性質が極端に低下して好ましくない。
【００２３】ＴｉＡｌＮ膜は、酸化雰囲気に曝されると
固溶したＡｌにより被膜表面に緻密な酸化物層が形成さ
れ、保護層の役割を果たす。そのため、切削工具等では
摩耗から発生する熱による被膜の酸化劣化を防ぐ機能を
有する。この特性は、Ａｌ濃度が多いほど高くなるもの
であるから、十分な耐酸化性を持たせるためにはＡｌ濃
度が少なくても２０％以上であることが好ましい。
固溶したＡｌにより被膜表面に緻密な酸化物層が形成さ
れ、保護層の役割を果たす。そのため、切削工具等では
摩耗から発生する熱による被膜の酸化劣化を防ぐ機能を
有する。この特性は、Ａｌ濃度が多いほど高くなるもの
であるから、十分な耐酸化性を持たせるためにはＡｌ濃
度が少なくても２０％以上であることが好ましい。
【００２４】ＴｉＡｌＮ膜はＡｌが一種の欠陥として存
在するためにＴｉＮと比較し、靭性に劣る。そのために
基材が弾性変形および塑性変形したときにＴｉＡｌＮ膜
はその変形に追随できず破壊にいたる。しかし、この発
明では第１層として設けた窒化層（拡散層）により、基
材の弾性変形または塑性変形が起りにくくなり、さらに
ＴｉＡｌＮ膜中のＡｌ濃度を断続的あるいは連続的、あ
るいは断続的かつ連続的に変化させることにより、Ｔｉ
ＡｌＮ単層膜に比べ被膜の靭性が向上し、結果として上
記のような破壊が抑制される。さらに、第１層の窒化層
（拡散層）とＴｉＡｌＮ膜の間にＴｉＡｌＮ膜同様のＰ
ＶＤ法によりＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａおよび
Ｃｒの少なくとも１種の金属の窒化物、炭化物および／
または炭窒化物からなる、ＴｉＡｌＮ膜よりも靭性に優
れた中間層を全膜厚の０〜９０％挿入することにより被
膜全体の靭性が向上し、結果として上記のような破壊が
抑制される。なお、該中間層の厚みが全膜厚の９０％を
超えて形成されるとＴｉＡｌＮ膜の膜厚が薄く、十分な
耐酸化性が得られないので好ましくない。
在するためにＴｉＮと比較し、靭性に劣る。そのために
基材が弾性変形および塑性変形したときにＴｉＡｌＮ膜
はその変形に追随できず破壊にいたる。しかし、この発
明では第１層として設けた窒化層（拡散層）により、基
材の弾性変形または塑性変形が起りにくくなり、さらに
ＴｉＡｌＮ膜中のＡｌ濃度を断続的あるいは連続的、あ
るいは断続的かつ連続的に変化させることにより、Ｔｉ
ＡｌＮ単層膜に比べ被膜の靭性が向上し、結果として上
記のような破壊が抑制される。さらに、第１層の窒化層
（拡散層）とＴｉＡｌＮ膜の間にＴｉＡｌＮ膜同様のＰ
ＶＤ法によりＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａおよび
Ｃｒの少なくとも１種の金属の窒化物、炭化物および／
または炭窒化物からなる、ＴｉＡｌＮ膜よりも靭性に優
れた中間層を全膜厚の０〜９０％挿入することにより被
膜全体の靭性が向上し、結果として上記のような破壊が
抑制される。なお、該中間層の厚みが全膜厚の９０％を
超えて形成されるとＴｉＡｌＮ膜の膜厚が薄く、十分な
耐酸化性が得られないので好ましくない。
【００２５】
実施例１ ＳＫＨ５１高速度鋼（ビッカース硬度Ｈｖ＝８５０）の
ドリル（φ６ｍｍ）を有機溶剤で超音波洗浄後、外熱炉
型プラズマイオン窒化装置に設置し、真空チャンバー１
内を真空ポンプ７にて１×１０−３トールまで排気し、
排気を続けながら水素ガスを１０００ｍｌ／分で供給
し、１トールまで維持し、同時に加熱ヒーターでドリル
の表面を５００℃に均一になるまで１時間加熱した。次
に、直流電源からー４００Ｖの電圧を印加し水素ガスに
よる直流グロー放電プラズマを起こし、ドリルの表面を
３０分間清浄した。続いて、水素ガスとアンモニアガス
をそれぞれ２０００ｍｌ／分、５００ｍｌ／分真空チャ
ンバー１内に導入し、圧力を１．０トールに維持し、印
加電圧ー５００Ｖで水素ガスとアンモニアガスの直流プ
ラズマを発生させ、イオン窒化処理を６０分間行った。
この間、ドリルに流れる電流密度は０．２ｍＡ／ｃｍ２
以下に維持し、かつプラズマがドリル表面に均一に発生
するように制御した。処理後のドリルの硬化層の厚さは
１００μｍであった。また、表面粗度（Ｒａ）は０．０
２μｍであり、処理前後で変化は見られなかった。
ドリル（φ６ｍｍ）を有機溶剤で超音波洗浄後、外熱炉
型プラズマイオン窒化装置に設置し、真空チャンバー１
内を真空ポンプ７にて１×１０−３トールまで排気し、
排気を続けながら水素ガスを１０００ｍｌ／分で供給
し、１トールまで維持し、同時に加熱ヒーターでドリル
の表面を５００℃に均一になるまで１時間加熱した。次
に、直流電源からー４００Ｖの電圧を印加し水素ガスに
よる直流グロー放電プラズマを起こし、ドリルの表面を
３０分間清浄した。続いて、水素ガスとアンモニアガス
をそれぞれ２０００ｍｌ／分、５００ｍｌ／分真空チャ
ンバー１内に導入し、圧力を１．０トールに維持し、印
加電圧ー５００Ｖで水素ガスとアンモニアガスの直流プ
ラズマを発生させ、イオン窒化処理を６０分間行った。
この間、ドリルに流れる電流密度は０．２ｍＡ／ｃｍ２
以下に維持し、かつプラズマがドリル表面に均一に発生
するように制御した。処理後のドリルの硬化層の厚さは
１００μｍであった。また、表面粗度（Ｒａ）は０．０
２μｍであり、処理前後で変化は見られなかった。
【００２６】イオン窒化処理後、窒化処理したドリルを
Ａｌ濃度がモル％で６０％のＴｉーＡｌターゲットとＴ
ｉターゲットを備えたカソードアーク方式のイオンプレ
ーティング装置内に設置し、反応容器内を１０−５トー
ルまで排気した後、ドリルに１０００Ｖのバイアス電圧
を印加し、Ｔｉカソードによりアーク放電を生起させ
た。この時のアーク放電電流は９０Ａであった。そし
て、赤外線温度計によりドリル表面温度を監視しなが
ら、アーク放電を２分間続け、Ｔｉを蒸発、イオン化さ
せ、ドリル表面のスパッタクリーニングを行った。アー
ク放電中最大４５０℃までドリル表面温度の上昇が認め
られた。
Ａｌ濃度がモル％で６０％のＴｉーＡｌターゲットとＴ
ｉターゲットを備えたカソードアーク方式のイオンプレ
ーティング装置内に設置し、反応容器内を１０−５トー
ルまで排気した後、ドリルに１０００Ｖのバイアス電圧
を印加し、Ｔｉカソードによりアーク放電を生起させ
た。この時のアーク放電電流は９０Ａであった。そし
て、赤外線温度計によりドリル表面温度を監視しなが
ら、アーク放電を２分間続け、Ｔｉを蒸発、イオン化さ
せ、ドリル表面のスパッタクリーニングを行った。アー
ク放電中最大４５０℃までドリル表面温度の上昇が認め
られた。
【００２７】続いて、Ｔｉカソードへの電圧印加を停止
し、反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３
×１０−２トールを保つように窒素ガスを流しながらド
リルに４００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソード
よりアーク放電を生起させた。この時のアーク放電電流
は９０Ａであった。このアーク放電を１時間続けた結
果、イオン窒化層（第１層）の上にＴｉＡｌＮ膜（第２
層）が形成された。この得られた被膜の全膜厚をボール
クレーター法により測定した結果、２．８μｍであっ
た。また、ビッカース硬度計により荷重２５ｇで表面硬
度を測定した結果、Ｈｖ２４３０であった。さらに、ス
クラッチ試験を行った結果、臨界荷重値（Ｌｃ値）は４
５Ｎであった。なお、被膜中のＡｌ濃度は電子線マイク
ロアナライザー（ＥＰＭＡ）で測定した結果、５５．２
％であった。
し、反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３
×１０−２トールを保つように窒素ガスを流しながらド
リルに４００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソード
よりアーク放電を生起させた。この時のアーク放電電流
は９０Ａであった。このアーク放電を１時間続けた結
果、イオン窒化層（第１層）の上にＴｉＡｌＮ膜（第２
層）が形成された。この得られた被膜の全膜厚をボール
クレーター法により測定した結果、２．８μｍであっ
た。また、ビッカース硬度計により荷重２５ｇで表面硬
度を測定した結果、Ｈｖ２４３０であった。さらに、ス
クラッチ試験を行った結果、臨界荷重値（Ｌｃ値）は４
５Ｎであった。なお、被膜中のＡｌ濃度は電子線マイク
ロアナライザー（ＥＰＭＡ）で測定した結果、５５．２
％であった。
【００２８】さらに、上記ドリルについて、被削材とし
てＳＣＭ４４０を使用し、回転速度を１５００ｒｐｍ、
送り速度を０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、切削深さを２０ｍｍ
として、切削試験を行った。その結果、４６０回の切削
が可能であった。
てＳＣＭ４４０を使用し、回転速度を１５００ｒｐｍ、
送り速度を０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、切削深さを２０ｍｍ
として、切削試験を行った。その結果、４６０回の切削
が可能であった。
【００２９】実施例２ 実施例１と同様の方法でイオン窒化を３０分間行い、実
施例１と同様のスパッタクリーニングを行った後、まず
反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３×１
０−２トールを保つように窒素ガスを流しながら基板に
ー４００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソードより
アーク放電を生起させ、ＴｉＮ膜を成膜した。次に、Ｔ
ｉカソードへの電圧印加を停止し、続いて基板にー５０
０Ｖのバイアス電圧を印加し、ＴｉーＡｌカソードによ
りアーク放電を生起させ、ＴｉＡｌＮ膜を成膜した。こ
の時のアーク放電電流は９０Ａであった。ク放電は９０
分間続けた。
施例１と同様のスパッタクリーニングを行った後、まず
反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３×１
０−２トールを保つように窒素ガスを流しながら基板に
ー４００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソードより
アーク放電を生起させ、ＴｉＮ膜を成膜した。次に、Ｔ
ｉカソードへの電圧印加を停止し、続いて基板にー５０
０Ｖのバイアス電圧を印加し、ＴｉーＡｌカソードによ
りアーク放電を生起させ、ＴｉＡｌＮ膜を成膜した。こ
の時のアーク放電電流は９０Ａであった。ク放電は９０
分間続けた。
【００３０】形成された窒化層（拡散層）の厚みは５０
μｍであった。また、得られた被膜の全膜厚は３μｍで
あり、各層の厚みは１．５μｍであった。表面硬度はＨ
ｖ２３９０で、Ｌｃ値は５４Ｎであった。被膜表面のＡ
ｌ濃度は５４．１％であった。さらに、実施例１と同じ
切削試験を行った結果、５２０回の切削が可能であっ
た。
μｍであった。また、得られた被膜の全膜厚は３μｍで
あり、各層の厚みは１．５μｍであった。表面硬度はＨ
ｖ２３９０で、Ｌｃ値は５４Ｎであった。被膜表面のＡ
ｌ濃度は５４．１％であった。さらに、実施例１と同じ
切削試験を行った結果、５２０回の切削が可能であっ
た。
【００３１】実施例３ 実施例１と同様の方法でイオン窒化を行い、Ｔｉターゲ
ットとＡｌターゲットを備えたカソードアーク方式のイ
オンプレーティング装置内に設置し、実施例１と同様
に、Ｔｉカソードによりアーク放電を生起させ、基板表
面のスパッタクリーニングを行った後、Ｔｉカソードへ
の電圧印加を停止し、反応容器内に窒素ガスを導入し、
容器内の圧力が３×１０−２トールを保つように窒素ガ
スを流しながら基板にー５００Ｖのバイアス電圧を印加
し、Ｔｉカソードのアーク放電電流は６０Ａ、Ａｌカソ
ードのアーク放電電流は４０Ａで生起させた。その後、
両カソードのアーク放電電流の合計を１００Ａで維持
し、Ｔｉカソード側は４０Ａまで連続的に徐々に下げ、
Ａｌカソードは６０Ａまで連続的に徐々に上げながらア
ーク放電を６０分間続けた。
ットとＡｌターゲットを備えたカソードアーク方式のイ
オンプレーティング装置内に設置し、実施例１と同様
に、Ｔｉカソードによりアーク放電を生起させ、基板表
面のスパッタクリーニングを行った後、Ｔｉカソードへ
の電圧印加を停止し、反応容器内に窒素ガスを導入し、
容器内の圧力が３×１０−２トールを保つように窒素ガ
スを流しながら基板にー５００Ｖのバイアス電圧を印加
し、Ｔｉカソードのアーク放電電流は６０Ａ、Ａｌカソ
ードのアーク放電電流は４０Ａで生起させた。その後、
両カソードのアーク放電電流の合計を１００Ａで維持
し、Ｔｉカソード側は４０Ａまで連続的に徐々に下げ、
Ａｌカソードは６０Ａまで連続的に徐々に上げながらア
ーク放電を６０分間続けた。
【００３２】得られた被膜の全膜厚は３．５μｍであっ
た。表面硬度はＨｖ２４００で、Ｌｃ値は４９Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は基材→被膜表面方向に約３４％
→５８％と変化しており、基板表面に向かうほどＡｌ濃
度が高くなる傾斜構造であった。また、実施例１と同じ
切削試験を行った結果、４９０回の切削が可能であっ
た。
た。表面硬度はＨｖ２４００で、Ｌｃ値は４９Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は基材→被膜表面方向に約３４％
→５８％と変化しており、基板表面に向かうほどＡｌ濃
度が高くなる傾斜構造であった。また、実施例１と同じ
切削試験を行った結果、４９０回の切削が可能であっ
た。
【００３３】実施例４ 実施例１と同様の方法でイオン窒化を行い、Ａｌ濃度が
モル％で７０％のＴｉーＡｌターゲットとＴｉターゲッ
トを備えたカソードアーク方式のイオンプレーティング
装置内に設置し、実施例１と同様に、Ｔｉカソードによ
りアーク放電を生起させ、基板表面のスパッタクリーニ
ングを行った後、Ｔｉカソードへの電圧印加を停止し、
反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３×１
０−２トールを保つように窒素ガスを流しながら基板に
ー５００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソードよ利
アーク放電を生起させ、ＴｉＮ膜を１０分間成膜した。
次に、Ｔｉカソードへの電圧印加を停止し、続いて基板
にー５００Ｖのバイアス電圧を印加し、ＴｉーＡｌカソ
ードよりアーク放電を生起させ、ＴｉＡｌＮ膜を１０分
間成膜した。続いて、基板にー５００Ｖのバイアス電圧
を印加し、Ｔｉカソードのアーク放電電流は６０Ａ、Ｔ
ｉーＡｌカソードのアーク放電電流は４０Ａで生起させ
た。その後、両カソードのアーク放電電流の合計を１０
０Ａで維持し、Ｔｉカソード側は４０Ａまで連続的に徐
々に下げ、ＴｉーＡｌカソードは６０Ａまで連続的に徐
々に上げながらアーク放電を３０分間続けた。
モル％で７０％のＴｉーＡｌターゲットとＴｉターゲッ
トを備えたカソードアーク方式のイオンプレーティング
装置内に設置し、実施例１と同様に、Ｔｉカソードによ
りアーク放電を生起させ、基板表面のスパッタクリーニ
ングを行った後、Ｔｉカソードへの電圧印加を停止し、
反応容器内に窒素ガスを導入し、容器内の圧力が３×１
０−２トールを保つように窒素ガスを流しながら基板に
ー５００Ｖのバイアス電圧を印加し、Ｔｉカソードよ利
アーク放電を生起させ、ＴｉＮ膜を１０分間成膜した。
次に、Ｔｉカソードへの電圧印加を停止し、続いて基板
にー５００Ｖのバイアス電圧を印加し、ＴｉーＡｌカソ
ードよりアーク放電を生起させ、ＴｉＡｌＮ膜を１０分
間成膜した。続いて、基板にー５００Ｖのバイアス電圧
を印加し、Ｔｉカソードのアーク放電電流は６０Ａ、Ｔ
ｉーＡｌカソードのアーク放電電流は４０Ａで生起させ
た。その後、両カソードのアーク放電電流の合計を１０
０Ａで維持し、Ｔｉカソード側は４０Ａまで連続的に徐
々に下げ、ＴｉーＡｌカソードは６０Ａまで連続的に徐
々に上げながらアーク放電を３０分間続けた。
【００３４】得られた被膜の全膜厚は３μｍで、第１層
目に形成したＴｉＮ膜の膜厚は約０．５μｍであった。
表面硬度はＨｖ２３６０で、Ｌｃ値は５２Ｎであった。
被膜中のＡｌ濃度は第２層目に形成したＴｉＡｌＮ膜付
近は約６６％、続いて形成したＴｉＡｌＮ膜は基材→被
膜表面方向に約２５％→６７％と変化しており、膜構造
が断続的なＡｌ濃度変化と連続的なＡｌ濃度変化を有し
た複合傾斜積層構造であった。また、実施例１と同じ切
削試験を行った結果、４９０回の切削が可能であった。
目に形成したＴｉＮ膜の膜厚は約０．５μｍであった。
表面硬度はＨｖ２３６０で、Ｌｃ値は５２Ｎであった。
被膜中のＡｌ濃度は第２層目に形成したＴｉＡｌＮ膜付
近は約６６％、続いて形成したＴｉＡｌＮ膜は基材→被
膜表面方向に約２５％→６７％と変化しており、膜構造
が断続的なＡｌ濃度変化と連続的なＡｌ濃度変化を有し
た複合傾斜積層構造であった。また、実施例１と同じ切
削試験を行った結果、４９０回の切削が可能であった。
【００３５】実施例５ 実施例１で作製したドリルを大気中雰囲気中で５００℃
の熱処理を２時間行った。その後、実施例１と同様の切
削試験を行った結果、４２０回の切削が可能であった。
の熱処理を２時間行った。その後、実施例１と同様の切
削試験を行った結果、４２０回の切削が可能であった。
【００３６】比較例１ イオン窒化処理を行わなかった以外は実施例１と同様の
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３μｍであり、表
面硬度はＨｖ２２７０で、Ｌｃ値は２３Ｎであった。被
膜中のＡｌ濃度は５５．７％であった。また、切削試験
の結果は、切削回数１８回であった。
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３μｍであり、表
面硬度はＨｖ２２７０で、Ｌｃ値は２３Ｎであった。被
膜中のＡｌ濃度は５５．７％であった。また、切削試験
の結果は、切削回数１８回であった。
【００３７】比較例２ イオン窒化処理を行わなかった以外は実施例２と同様の
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３．２μｍであ
り、表面硬度はＨｖ２２１０で、Ｌｃ値は３２Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は５３．９％であった。また、切
削試験の結果は、切削回数２７回であった。
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３．２μｍであ
り、表面硬度はＨｖ２２１０で、Ｌｃ値は３２Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は５３．９％であった。また、切
削試験の結果は、切削回数２７回であった。
【００３８】比較例３ イオン窒化処理を行わなかった以外は実施例３と同様の
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３．２μｍであ
り、表面硬度はＨｖ２１８０で、Ｌｃ値は２５Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は基材→被膜表面方向に約３２％
→５８％と変化した傾斜構造であった。また、切削試験
の結果は、切削回数２３回であった。
処理を行った。得られた被膜の膜厚は３．２μｍであ
り、表面硬度はＨｖ２１８０で、Ｌｃ値は２５Ｎであっ
た。被膜中のＡｌ濃度は基材→被膜表面方向に約３２％
→５８％と変化した傾斜構造であった。また、切削試験
の結果は、切削回数２３回であった。
【００３９】比較例４ イオン窒化処理を行わなかった以外は実施例４と同様の
処理を行った。得られた被膜の全膜厚は３．２μｍで、
第１層目に形成したＴｉＮ膜の膜厚は約０．５μｍであ
った。表面硬度はＨｖ２１３０で、Ｌｃ値は２３Ｎであ
った。被膜中のＡｌ濃度は第２層目に形成したＴｉＡｌ
Ｎ膜付近は約６６％、続いて形成したＴｉＡｌＮ膜は基
材→被膜表面方向に約２３％→６６％と変化した複合傾
斜積層構造であった。切削試験の結果は、切削回数２８
回であった。
処理を行った。得られた被膜の全膜厚は３．２μｍで、
第１層目に形成したＴｉＮ膜の膜厚は約０．５μｍであ
った。表面硬度はＨｖ２１３０で、Ｌｃ値は２３Ｎであ
った。被膜中のＡｌ濃度は第２層目に形成したＴｉＡｌ
Ｎ膜付近は約６６％、続いて形成したＴｉＡｌＮ膜は基
材→被膜表面方向に約２３％→６６％と変化した複合傾
斜積層構造であった。切削試験の結果は、切削回数２８
回であった。
【００４０】比較例５ イオン窒化処理を行わずにＴｉのターゲットのみを用い
て、実施例２と同様の方法にてＴｉＮ膜を形成した。切
削試験の結果は、切削回数３００回であった。このドリ
ルを実施例５と同様の熱処理を施して、実施例１と同様
の切削試験を行った結果、切削回数は８回であった。
て、実施例２と同様の方法にてＴｉＮ膜を形成した。切
削試験の結果は、切削回数３００回であった。このドリ
ルを実施例５と同様の熱処理を施して、実施例１と同様
の切削試験を行った結果、切削回数は８回であった。
【００４１】比較例６ イオン窒化処理時間を４８時間にした以外は、実施例１
と同様の処理を行った。得られた窒化層（拡散層）の厚
みは７００μｍで、第２層目のＴｉＡｌＮ膜の膜厚は
２．９μｍ、表面硬度はＨｖ２４３０、Ｌｃ値は１７Ｎ
であった。さらに、このドリルは成膜後にチッピングが
観察され、使用不可能であった。
と同様の処理を行った。得られた窒化層（拡散層）の厚
みは７００μｍで、第２層目のＴｉＡｌＮ膜の膜厚は
２．９μｍ、表面硬度はＨｖ２４３０、Ｌｃ値は１７Ｎ
であった。さらに、このドリルは成膜後にチッピングが
観察され、使用不可能であった。
【００４２】比較例７ Ｎ２とＨ２の直流プラズマを用いた従来のイオン窒化法
で窒化処理した以外は、実施例１と同様の処理を行っ
た。Ｈ２ガス１０００ｍｌ／ｍｉｎ、Ｎ２ガス１０００
ｍｌ／ｍｉｎを原料ガスとして、炉体を水冷した構造を
有するプラズマイオン窒化装置を用い、圧力を３トール
に保持した状態で直流電源からー４００Ｖの電圧を基材
であるドリルに印加し、発生した直流グロー放電プラズ
マによって５００℃まで加熱して６０分間の窒化処理を
行った。その後、実施例１同様の方法にてＴｉＡｌＮ膜
を形成した。
で窒化処理した以外は、実施例１と同様の処理を行っ
た。Ｈ２ガス１０００ｍｌ／ｍｉｎ、Ｎ２ガス１０００
ｍｌ／ｍｉｎを原料ガスとして、炉体を水冷した構造を
有するプラズマイオン窒化装置を用い、圧力を３トール
に保持した状態で直流電源からー４００Ｖの電圧を基材
であるドリルに印加し、発生した直流グロー放電プラズ
マによって５００℃まで加熱して６０分間の窒化処理を
行った。その後、実施例１同様の方法にてＴｉＡｌＮ膜
を形成した。
【００４３】形成された窒化層（拡散層）の厚みは１０
０μｍであった。また、得られた被膜の全膜厚は３μｍ
であった。表面硬度はＨｖ２４５０、Ｌｃ値は２８Ｎで
あった。被膜表面のＡｌ濃度は５５．４％であった。切
削試験の結果は、切削回数２８回であった。
０μｍであった。また、得られた被膜の全膜厚は３μｍ
であった。表面硬度はＨｖ２４５０、Ｌｃ値は２８Ｎで
あった。被膜表面のＡｌ濃度は５５．４％であった。切
削試験の結果は、切削回数２８回であった。
【００４４】
【発明の効果】この発明に係る耐酸化性・耐摩耗性被膜
付き物品は、金属部材表面に形成した窒化層の第１層
と、その上に形成したＴｉＡｌＮ膜の第２層とからなる
複合被膜を有することにより、部材表面での弾性変形ま
たは塑性変形がほとんど起らないため、靭性に劣るＴｉ
ＡｌＮ膜が基材の弾性変形および塑性変形に対して追随
できずに起る破壊を抑制できる。その結果、ＴｉＡｌＮ
膜の破壊が少なくなり、耐酸化性、機械的特性に優れ
る。
付き物品は、金属部材表面に形成した窒化層の第１層
と、その上に形成したＴｉＡｌＮ膜の第２層とからなる
複合被膜を有することにより、部材表面での弾性変形ま
たは塑性変形がほとんど起らないため、靭性に劣るＴｉ
ＡｌＮ膜が基材の弾性変形および塑性変形に対して追随
できずに起る破壊を抑制できる。その結果、ＴｉＡｌＮ
膜の破壊が少なくなり、耐酸化性、機械的特性に優れ
る。
【００４５】また、第２層目のＴｉＡｌＮ膜中のＡｌ濃
度が金属成分のモル％で２０％以上７０％以下の範囲で
断続的に変化した積層膜あるいは連続的に変化した傾斜
膜あるいは断続的な変化と連続的な変化が混在した積層
傾斜膜にすることで、ＴｉＡｌＮ単層膜に比べ靭性が増
し、機械的特性や耐久性が向上する。
度が金属成分のモル％で２０％以上７０％以下の範囲で
断続的に変化した積層膜あるいは連続的に変化した傾斜
膜あるいは断続的な変化と連続的な変化が混在した積層
傾斜膜にすることで、ＴｉＡｌＮ単層膜に比べ靭性が増
し、機械的特性や耐久性が向上する。
【００４６】さらに、第１層の窒化層（拡散層）とＴｉ
ＡｌＮ膜との間に靭性に優れた中間層を設けることで、
被膜全体の靭性がさらに改善され、機械的特性や耐久性
がよりいっそう向上する。
ＡｌＮ膜との間に靭性に優れた中間層を設けることで、
被膜全体の靭性がさらに改善され、機械的特性や耐久性
がよりいっそう向上する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 14/06 Ｃ２３Ｃ 14/06 Ｐ (72)発明者 岡部 信一 千葉県市川市中国分３−18−５ 住友金属 鉱山株式会社中央研究所内 (72)発明者 石井 芳朗 千葉県市川市中国分３−18−５ 住友金属 鉱山株式会社中央研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 金属部材を３００〜６５０℃の温度に保
持し、アンモニアガスと水素ガスを用い、金属部材の表
面に０．００１〜２．０ mA/cm2 の電流密度のグロー放
電を行いイオン窒化することにより形成した窒化層の第
１層と、該第１層上にＰＶＤ法によりＴｉＡｌＮ膜を積
層して第２層とすることを特徴とする耐酸化性・耐摩耗
性被膜付き物品。 - 【請求項２】 請求項１において、第２層目のＴｉＡｌ
Ｎ膜中のＡｌ濃度が断続的に変化した積層膜あるいは連
続的に変化した傾斜膜あるいは断続的な変化と連続的な
変化が混在した積層傾斜膜であることを特徴とする耐酸
化性・耐摩耗性被膜付き物品。 - 【請求項３】 請求項２のＴｉＡｌＮ膜と金属部材との
間に、ＰＶＤ法によりＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａおよびＣｒの少なくとも１種の窒化物、炭化物および
／または炭窒化物からなる中間層を全膜厚の０〜９０％
挿入したことを特徴とする耐酸化性・耐摩耗性被膜付き
物品。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12324695A JPH08296064A (ja) | 1995-04-24 | 1995-04-24 | 耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品 |
| DE19526387A DE19526387C2 (de) | 1994-07-19 | 1995-07-19 | Doppelt beschichteter Stahlverbundgegenstand und Verfahren zu dessen Herstellung |
| US08/881,376 US6110571A (en) | 1994-07-19 | 1997-06-24 | Duplex coated steel composite products and method of manufacturing them |
| US09/358,818 US6117280A (en) | 1994-07-19 | 1999-07-22 | Duplex coated steel composite products and method of manufacturing them |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12324695A JPH08296064A (ja) | 1995-04-24 | 1995-04-24 | 耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08296064A true JPH08296064A (ja) | 1996-11-12 |
Family
ID=14855831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12324695A Withdrawn JPH08296064A (ja) | 1994-07-19 | 1995-04-24 | 耐酸化性・耐摩耗性被膜付き物品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08296064A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000038653A (ja) * | 1998-07-21 | 2000-02-08 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 表面被膜を有する金型又は鋳型 |
| DE19927478A1 (de) * | 1998-06-18 | 2000-03-16 | Sumitomo Metal Mining Co | Oberflächenbehandelte Stahlschneidwerkzeug |
| JP2002075398A (ja) * | 2000-08-30 | 2002-03-15 | Toyota Motor Corp | 燃料電池用セパレータ |
| JP2008150650A (ja) * | 2006-12-15 | 2008-07-03 | Nippon Coating Center Kk | 鋼系複合表面処理製品とその製造方法 |
| JP2008254116A (ja) * | 2007-04-04 | 2008-10-23 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 表面被覆切削工具 |
| CN101386983B (zh) | 2007-09-12 | 2010-05-19 | 中国科学院金属研究所 | 一种富Cr离子渗氮层及其制备方法和应用 |
| CN102560369A (zh) * | 2010-12-30 | 2012-07-11 | 鸿富锦精密工业（深圳）有限公司 | 壳体及其制造方法 |
| DE102012107129A1 (de) * | 2012-08-03 | 2014-02-06 | Walter Ag | TiAIN-beschichtetes Werkzeug |
| JP2015519470A (ja) * | 2012-03-23 | 2015-07-09 | コリア インスティテュート オブ マシーナリィ アンド マテリアルズ | チタンに硬質層を形成する方法及びこれにより形成された硬質層を有するチタン合金 |
| JP2016093762A (ja) * | 2014-11-12 | 2016-05-26 | 愛知電機株式会社 | マイクロ波非平衡プラズマを用いたアンモニアの処理装置及びアンモニアの処理方法 |
| US9476114B2 (en) | 2012-08-03 | 2016-10-25 | Walter Ag | TiAlN-coated tool |
| RU2708711C1 (ru) * | 2019-09-24 | 2019-12-11 | ООО "НПП "Уралавиаспецтехнология" | Способ нанесения ионно-плазменных покрытий на статорное полукольцо с лопатками и установка для его реализации |
-
1995
- 1995-04-24 JP JP12324695A patent/JPH08296064A/ja not_active Withdrawn
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