JP2580330B2 - 耐摩耗性皮膜 - Google Patents
耐摩耗性皮膜Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、フライス加工，切削加工，穿孔加工等の加
工に使用される工作工具の表面コーティング材として有
用な耐摩耗性皮膜に関するものである。
工に使用される工作工具の表面コーティング材として有
用な耐摩耗性皮膜に関するものである。
［従来の技術］ 高速度工具鋼や超硬合金工具鋼等を製作する場合は、
耐摩耗性等の性能をより優れたものとする目的で、工具
基材の表面にTi等の窒化物や炭化物よりなる耐摩耗性皮
膜を形成することが行なわれている。
耐摩耗性等の性能をより優れたものとする目的で、工具
基材の表面にTi等の窒化物や炭化物よりなる耐摩耗性皮
膜を形成することが行なわれている。
基材表面に耐摩耗性皮膜を形成する方法としては、従
来よりCVD法（化学的蒸着法）およびPVD法（物理的蒸着
法）が知られている。しかし前者の方法では母材が高温
処理に曝される為母材特性が劣化するおそれがあり、母
材特性も重要視される工具の場合は後者の方法が好まれ
る傾向がある。
来よりCVD法（化学的蒸着法）およびPVD法（物理的蒸着
法）が知られている。しかし前者の方法では母材が高温
処理に曝される為母材特性が劣化するおそれがあり、母
材特性も重要視される工具の場合は後者の方法が好まれ
る傾向がある。
そこで比較的低温条件でコーティング処理することの
できる高周波放電プラズマCVD法，反応性イオンプレー
ティング法，スパッタリング法等が採用されるに至って
いる。
できる高周波放電プラズマCVD法，反応性イオンプレー
ティング法，スパッタリング法等が採用されるに至って
いる。
工具等の耐摩耗性皮膜としてはイオンプレーティング
法によるTiNやTiCが汎用されており、特に高温耐酸化性
（耐熱性）の優れたTiN膜が広く実用化されている。即
ちTiNはTiCより耐熱性に優れている為、切削時の加工熱
や摩擦熱によって昇温する工具すくい面をクレータ摩耗
から保護する機能を発揮する。しかしTiNはTiCに比べて
低硬度である為被削材と接する逃げ面に発生するフラン
ク摩耗に対してはむしろ脆弱であり、フランク摩耗に対
してはTiCの方が高い耐久性を示す。
法によるTiNやTiCが汎用されており、特に高温耐酸化性
（耐熱性）の優れたTiN膜が広く実用化されている。即
ちTiNはTiCより耐熱性に優れている為、切削時の加工熱
や摩擦熱によって昇温する工具すくい面をクレータ摩耗
から保護する機能を発揮する。しかしTiNはTiCに比べて
低硬度である為被削材と接する逃げ面に発生するフラン
ク摩耗に対してはむしろ脆弱であり、フランク摩耗に対
してはTiCの方が高い耐久性を示す。
近年、切削速度の一層の高速化が要望されており、切
削条件がより過酷化する傾向にある為、上記した様な従
来のTiN皮膜程度ではこの要請に応えきれなくなってい
る。
削条件がより過酷化する傾向にある為、上記した様な従
来のTiN皮膜程度ではこの要請に応えきれなくなってい
る。
そこで耐熱性や硬度が更に優れた皮膜として、イオン
プレーティング法やスパッタリング法によるTiAlN,TiAl
C,或はTiAlCN等の皮膜が提案された［特開昭62−56565,
J.Vac.Sci.Technol.A第４（６）巻,1986年，第2717頁，
およびJ.of Solid State Chemistry,70,1987年，第318
〜322頁］。
プレーティング法やスパッタリング法によるTiAlN,TiAl
C,或はTiAlCN等の皮膜が提案された［特開昭62−56565,
J.Vac.Sci.Technol.A第４（６）巻,1986年，第2717頁，
およびJ.of Solid State Chemistry,70,1987年，第318
〜322頁］。
［発明が解決しようとする課題］ PVD法はイオンのエネルギーを利用した低温被覆法で
あるので、基材表面と皮膜間には、CVD法において見ら
れた様な熱による拡散層は存在しない。従ってPVD法に
よって形成された皮膜は、CVD法によって形成された皮
膜に比べて密着性が劣るのが一般的である。
あるので、基材表面と皮膜間には、CVD法において見ら
れた様な熱による拡散層は存在しない。従ってPVD法に
よって形成された皮膜は、CVD法によって形成された皮
膜に比べて密着性が劣るのが一般的である。
一方最近では耐摩耗性を改善して寿命延長を図るとい
う観点から、皮膜を厚膜化する傾向が見られるが、厚膜
化するにつれて皮膜の内部応力が増大し、皮膜にクラッ
クが発生したり膜密着性が低下して皮膜剥離の原因にな
る。尚TiN皮膜に代わり得る高耐摩耗性皮膜として、（A
l,Ti）（N,C）系皮膜が提案されていることは上述した
通りであるが、これらの皮膜はTiN皮膜に比べて内部応
力が２倍以上も高くなるので、TiN皮膜を形成する場合
よりもできるだけ薄い膜厚を形成して実用されている。
う観点から、皮膜を厚膜化する傾向が見られるが、厚膜
化するにつれて皮膜の内部応力が増大し、皮膜にクラッ
クが発生したり膜密着性が低下して皮膜剥離の原因にな
る。尚TiN皮膜に代わり得る高耐摩耗性皮膜として、（A
l,Ti）（N,C）系皮膜が提案されていることは上述した
通りであるが、これらの皮膜はTiN皮膜に比べて内部応
力が２倍以上も高くなるので、TiN皮膜を形成する場合
よりもできるだけ薄い膜厚を形成して実用されている。
こうしたことから、特に（Al,Ti）（N,C）系皮膜等の
優れた特性を十分に発揮し得る様な、皮膜形成技術の改
善が望まれている。
優れた特性を十分に発揮し得る様な、皮膜形成技術の改
善が望まれている。
本発明はこうした事情に着目してなされたものであっ
て、比較的低温条件で製膜することができると共にそれ
にもかかわらず、密着性や膜強度に優れ、しかもクレー
タ摩耗やフランク摩耗に対する抵抗力の優れた耐摩耗性
皮膜を提供することを目的とするものである。
て、比較的低温条件で製膜することができると共にそれ
にもかかわらず、密着性や膜強度に優れ、しかもクレー
タ摩耗やフランク摩耗に対する抵抗力の優れた耐摩耗性
皮膜を提供することを目的とするものである。
［課題を解決する為の手段］ 上記目的を達成し得た本発明とは、TiCXN1-X（但し０
≦Ｘ≦0.6）で示される化学組成からなり、層厚が0.3〜
６μｍの皮膜層が基材表面に形成されると共に、（AlyT
i1-y）（NzC1-z）（但し0.05≦ｙ≦0.75,0.6≦ｚ≦１）
で示される化学組成からなり、層厚が0.6〜８μｍの皮
膜層が最上層に形成され、少なくとも２層からなる点に
要旨を有する耐摩耗性皮膜である。
≦Ｘ≦0.6）で示される化学組成からなり、層厚が0.3〜
６μｍの皮膜層が基材表面に形成されると共に、（AlyT
i1-y）（NzC1-z）（但し0.05≦ｙ≦0.75,0.6≦ｚ≦１）
で示される化学組成からなり、層厚が0.6〜８μｍの皮
膜層が最上層に形成され、少なくとも２層からなる点に
要旨を有する耐摩耗性皮膜である。
［作用］ 本発明は上述の如く構成されるが、要するにTiCXN1-X
（但し０≦Ｘ≦0.6）で示される化学組成からなる皮膜
層を基材表面に形成することによって基材表面との密着
性が達成されると共に、（AlyTi1-y）（NzC1-z）（但し
0.05≦ｙ≦0.75,0.6≦ｚ≦１）で示される化学組成から
なる皮膜層を最上層に形成することによって、膜強度に
おいて優れた耐摩耗性皮膜が実現できることを見出し、
本発明を完成した。尚本発明の皮膜においては、上記２
つの皮膜層の間に、夫々の皮膜層組成を構成する成分を
混合した化学組成、または２つの皮膜層組成に亘って連
続的に変化した化学組成の中間層を介在することが好ま
しく、この中間層を介在させることによって本発明の効
果がより一層顕著になる。
（但し０≦Ｘ≦0.6）で示される化学組成からなる皮膜
層を基材表面に形成することによって基材表面との密着
性が達成されると共に、（AlyTi1-y）（NzC1-z）（但し
0.05≦ｙ≦0.75,0.6≦ｚ≦１）で示される化学組成から
なる皮膜層を最上層に形成することによって、膜強度に
おいて優れた耐摩耗性皮膜が実現できることを見出し、
本発明を完成した。尚本発明の皮膜においては、上記２
つの皮膜層の間に、夫々の皮膜層組成を構成する成分を
混合した化学組成、または２つの皮膜層組成に亘って連
続的に変化した化学組成の中間層を介在することが好ま
しく、この中間層を介在させることによって本発明の効
果がより一層顕著になる。
上述の各皮膜層を形成するに当たっては、カソードを
蒸発源とするアーク放電によって金属成分をイオン化す
る方法、即ちイオンプレーティング法やスパッタリング
法等に代表されるPVD法によって行なうことができる。
これらの方法のうち例えばイオンプレーティング法で行
なう場合を代表的に取り上げて説明する。
蒸発源とするアーク放電によって金属成分をイオン化す
る方法、即ちイオンプレーティング法やスパッタリング
法等に代表されるPVD法によって行なうことができる。
これらの方法のうち例えばイオンプレーティング法で行
なう場合を代表的に取り上げて説明する。
この方法は、前記の様にイオン化した金属成分をN2雰
囲気又はN2/CH4雰囲気中で反応させて窒化物や窒炭化物
を被覆するものである。カソードとしては、Ti（C,N）
系皮膜の形成を目的とするときはTiを使用すればよく、
一方（Al,Ti）（C,N）系皮膜の形成を目的とするときは
TiおよびAlを夫々個別に使用することもできるが、目的
組成そのものからなるAlXTi1-Xをターゲットとすれば、
皮膜組成のコントロールが容易である。
囲気又はN2/CH4雰囲気中で反応させて窒化物や窒炭化物
を被覆するものである。カソードとしては、Ti（C,N）
系皮膜の形成を目的とするときはTiを使用すればよく、
一方（Al,Ti）（C,N）系皮膜の形成を目的とするときは
TiおよびAlを夫々個別に使用することもできるが、目的
組成そのものからなるAlXTi1-Xをターゲットとすれば、
皮膜組成のコントロールが容易である。
各合金成分の蒸発は、数十アンペア以上の大電流域で
行なわれるため、カソード物質の組成ずれは殆んど生じ
ない。しかもイオン化効率が高くて反応性に富み、基板
にバイアス電圧を印加することによって密着性の優れた
皮膜が得られる。
行なわれるため、カソード物質の組成ずれは殆んど生じ
ない。しかもイオン化効率が高くて反応性に富み、基板
にバイアス電圧を印加することによって密着性の優れた
皮膜が得られる。
尚形成された皮膜のＣ固溶量はＸ線分析やオージェ分
析等によって求めることができ、該分析値とCH4流量の
相関を知ることにより、より一層正確な組成制御を行な
うことができる。
析等によって求めることができ、該分析値とCH4流量の
相関を知ることにより、より一層正確な組成制御を行な
うことができる。
本発明において、基材表面に形成される皮膜層の組成
（以下第１皮膜層と呼ぶことがある）は、TiCXN1-X（但
し０≦Ｘ≦0.6）であることが必要である。第１皮膜層
の化学組成を上記の様に限定したのは、基材表面との密
着性を考慮した為である。尚第１皮膜層は、（Al,Ti）
（N,C）皮膜よりも低い内部応力を有するTiN（ｘ＝０の
とき）でも、本発明の効果は達成されるが、更に高耐摩
耗性を発揮させる為にはTi（C,N）系皮膜（ｘ≠０のと
き）であることが望ましい。その理由は次の通りであ
る。
（以下第１皮膜層と呼ぶことがある）は、TiCXN1-X（但
し０≦Ｘ≦0.6）であることが必要である。第１皮膜層
の化学組成を上記の様に限定したのは、基材表面との密
着性を考慮した為である。尚第１皮膜層は、（Al,Ti）
（N,C）皮膜よりも低い内部応力を有するTiN（ｘ＝０の
とき）でも、本発明の効果は達成されるが、更に高耐摩
耗性を発揮させる為にはTi（C,N）系皮膜（ｘ≠０のと
き）であることが望ましい。その理由は次の通りであ
る。
TiCは常温硬度（Hv）が3100kg/mm2と高い反面、耐熱
性に欠け酸化され易いという欠点があり、一方TiNは高
温での耐酸化性に優れ、且つ比較的低温条件でも密着性
のよい皮膜層を容易に形成することができるが、Hvが20
00kg/mm2以下とやや低い難点がある。
性に欠け酸化され易いという欠点があり、一方TiNは高
温での耐酸化性に優れ、且つ比較的低温条件でも密着性
のよい皮膜層を容易に形成することができるが、Hvが20
00kg/mm2以下とやや低い難点がある。
これに対し一般式TiCXN1-Xで示される化学組成のTiN
−TiC固溶体系皮膜層においては、Ｃ固溶量（ｘ）を適
切に調整することにより、密着性が良く耐酸化性にも優
れたTiNの特性を備えつつTiCの高硬度をも得ることがで
きる。即ち上記第１皮膜層は、TiNの特性を備えつつＣ
固溶量が増加するに従って（ｘが増加するに従って）硬
度が増し、耐フランク摩耗の面でも優れた性能を発揮す
るものである。ｘが増加するに伴って皮膜層は高硬度化
し、フランク摩耗は解消されると共に、膜の色調は金色
から赤味を帯びはじめ、Ｃ量の増加につれてさらに赤色
から金色に変化し、密着性および耐酸化性についてはこ
れを満足する性能を維持する。一方ｘが0.6を超えると
密着性と耐酸化性が劣化して、工具部材等のエッジ部分
に微小な膜の剥離が発生し、クレータ摩耗を起こし易く
なる。また成膜速度はＣ固溶量の増加に伴なって低下
し、ｘが0.6を超える領域では低下が著しい。上記理由
から、本発明ではｘの範囲を０〜0.6と定めた。
−TiC固溶体系皮膜層においては、Ｃ固溶量（ｘ）を適
切に調整することにより、密着性が良く耐酸化性にも優
れたTiNの特性を備えつつTiCの高硬度をも得ることがで
きる。即ち上記第１皮膜層は、TiNの特性を備えつつＣ
固溶量が増加するに従って（ｘが増加するに従って）硬
度が増し、耐フランク摩耗の面でも優れた性能を発揮す
るものである。ｘが増加するに伴って皮膜層は高硬度化
し、フランク摩耗は解消されると共に、膜の色調は金色
から赤味を帯びはじめ、Ｃ量の増加につれてさらに赤色
から金色に変化し、密着性および耐酸化性についてはこ
れを満足する性能を維持する。一方ｘが0.6を超えると
密着性と耐酸化性が劣化して、工具部材等のエッジ部分
に微小な膜の剥離が発生し、クレータ摩耗を起こし易く
なる。また成膜速度はＣ固溶量の増加に伴なって低下
し、ｘが0.6を超える領域では低下が著しい。上記理由
から、本発明ではｘの範囲を０〜0.6と定めた。
尚第１皮膜層の厚さは0.3〜６μｍにする必要があ
る。層厚が0.3μｍ未満では最上層に形成される皮膜層
の内部応力を適切に緩和することができず、一方層厚が
６μｍを超えると膜自体の強度が低下する。
る。層厚が0.3μｍ未満では最上層に形成される皮膜層
の内部応力を適切に緩和することができず、一方層厚が
６μｍを超えると膜自体の強度が低下する。
次に、最上層に形成される皮膜層（以下表面層という
ことがある）の化学組成は、 （AlyTi1-y）（NzC1-z） 但し 0.05≦ｙ≦0.75 0.6≦ｚ≦１ であることが必要であり、好ましくは0.6≦ｙ≦0.7であ
る。
ことがある）の化学組成は、 （AlyTi1-y）（NzC1-z） 但し 0.05≦ｙ≦0.75 0.6≦ｚ≦１ であることが必要であり、好ましくは0.6≦ｙ≦0.7であ
る。
上記表面層組成からなる固溶体について、窒化物系で
代表して説明する。この固溶体はAlN−TiNを端組成とす
る固溶体であり、種々の成分範囲について調べた結果、
第１図に示すように内部応力（圧縮応力）はTiNの1.9×
1010dyne/cm2に比べて（AlyTi1-y）Ｎ（ｙが0.05以上）
ではｙ＝0.6までは平均4.7×1010dyne/cm2もの値を示す
ことが分かる。更にAlN成分が増加すると、それにつれ
て内部応力の低下が認められ、ｙ＝0.7で結晶構造がNaC
l型（Bl構造）からZnS（ウルツァイト型）に変化して内
部応力は2.8×1010dyne/cm2となる。
代表して説明する。この固溶体はAlN−TiNを端組成とす
る固溶体であり、種々の成分範囲について調べた結果、
第１図に示すように内部応力（圧縮応力）はTiNの1.9×
1010dyne/cm2に比べて（AlyTi1-y）Ｎ（ｙが0.05以上）
ではｙ＝0.6までは平均4.7×1010dyne/cm2もの値を示す
ことが分かる。更にAlN成分が増加すると、それにつれ
て内部応力の低下が認められ、ｙ＝0.7で結晶構造がNaC
l型（Bl構造）からZnS（ウルツァイト型）に変化して内
部応力は2.8×1010dyne/cm2となる。
第２図は（AlyTi1-y）Ｎ皮膜層においてｙを変化させ
た場合の硬度の変化を示すグラフである。
た場合の硬度の変化を示すグラフである。
第２図から明らかな様に、ｙが０から大きくなるにつ
れてTiNのHv≒2000kg/mm2から硬度が増大し、ｙが0.6の
ときにHv≒3000kg/mm2程度の最大値を示し、ｙが0.6か
ら更に大きくなるにつれて結晶構造の変化に伴なう硬度
低下を示す。そしてｙが0.75になるとTiNの硬度とほぼ
等しくなり、0.75を超えるとTiNの硬度よりも低下す
る。即ちAlN固溶度（ｙ）が0.75を超える場合は、皮膜
層組成がAlNに近似してくる結果、皮膜層の軟質化を招
き、十分な硬度が得られなくなり、フランク摩耗を容易
に引き起す。
れてTiNのHv≒2000kg/mm2から硬度が増大し、ｙが0.6の
ときにHv≒3000kg/mm2程度の最大値を示し、ｙが0.6か
ら更に大きくなるにつれて結晶構造の変化に伴なう硬度
低下を示す。そしてｙが0.75になるとTiNの硬度とほぼ
等しくなり、0.75を超えるとTiNの硬度よりも低下す
る。即ちAlN固溶度（ｙ）が0.75を超える場合は、皮膜
層組成がAlNに近似してくる結果、皮膜層の軟質化を招
き、十分な硬度が得られなくなり、フランク摩耗を容易
に引き起す。
以上の結果から、本発明においては耐摩耗性および内
部応力の両者を考慮し、ｙの値（AlN固溶度）は0.05〜
0.75と定めた。尚ｙのより好ましい範囲は0.6〜0.7であ
る。
部応力の両者を考慮し、ｙの値（AlN固溶度）は0.05〜
0.75と定めた。尚ｙのより好ましい範囲は0.6〜0.7であ
る。
また本発明では炭窒化物を形成することによってTiC
の高硬度性（常温硬度Hv:約3100kg/mm2）を発揮させる
ものである。即ち本発明の組成式においてｚの値が減少
するにつれて硬度が大となり耐摩耗性は向上する。
の高硬度性（常温硬度Hv:約3100kg/mm2）を発揮させる
ものである。即ち本発明の組成式においてｚの値が減少
するにつれて硬度が大となり耐摩耗性は向上する。
第３図は、超硬チップ（WC−10％Coを主成分とする）
に（Al0.65Ti0.35）に（NzC1-z）［但しｚ＝0.4,0.6,0.
8,0.9,1］を３μｍ被覆し、被削材S50Cを切削速度170m/
min,送り速度0.25mm/rev,切り込み0.1mmで切削した時の
15分後のクレータ摩耗量を測定した結果を示す。
に（Al0.65Ti0.35）に（NzC1-z）［但しｚ＝0.4,0.6,0.
8,0.9,1］を３μｍ被覆し、被削材S50Cを切削速度170m/
min,送り速度0.25mm/rev,切り込み0.1mmで切削した時の
15分後のクレータ摩耗量を測定した結果を示す。
この結果にみられるようにｚが0.6未満になると耐酸
化性が低下してクレータ摩耗を起こし易くなる。ｚ≧0.
6の範囲では耐酸化性の顕著な低下はみられない。従っ
て本発明ではｚの範囲は0.6〜1.0と定めた。
化性が低下してクレータ摩耗を起こし易くなる。ｚ≧0.
6の範囲では耐酸化性の顕著な低下はみられない。従っ
て本発明ではｚの範囲は0.6〜1.0と定めた。
尚後述する実施例で明らかにするが、表面層の層厚が
0.6μｍ未満の場合は第１皮膜層による効果のみが主体
となって耐摩耗性が不十分となり、一方８μｍを超える
と膜自体にクラックが発生し易くなり、強度が不十分と
なる。従って本発明では、表面層の層厚は0.6〜８μｍ
と定めた。
0.6μｍ未満の場合は第１皮膜層による効果のみが主体
となって耐摩耗性が不十分となり、一方８μｍを超える
と膜自体にクラックが発生し易くなり、強度が不十分と
なる。従って本発明では、表面層の層厚は0.6〜８μｍ
と定めた。
本発明においては、第１皮膜層と表面層の間に、両皮
膜層成分の混合または傾斜した組成の中間層を介在する
のが好ましい。この中間層は、真空槽内に第１皮膜層形
成用Ti製カソードおよび表面層形成用AlyTi1-y製カソー
ドを設け、N2またはN2/CH4雰囲気中で、同時にまたは出
力を制御しつつアーク放電を生じさせることによって形
成することができる。この様な中間層を、第１皮膜層と
表面層の間に介在させることによって、表面層の内部応
力を緩和しつつ基材との密着性が優れた耐摩耗性皮膜が
実現できる。またこの様な構成を採用することによっ
て、（AlyTi1-y）（NzC1-z）単一皮膜を形成するよりも
全層厚を大きくすることができ、耐熱性や耐摩耗性がよ
り優れた皮膜となる。
膜層成分の混合または傾斜した組成の中間層を介在する
のが好ましい。この中間層は、真空槽内に第１皮膜層形
成用Ti製カソードおよび表面層形成用AlyTi1-y製カソー
ドを設け、N2またはN2/CH4雰囲気中で、同時にまたは出
力を制御しつつアーク放電を生じさせることによって形
成することができる。この様な中間層を、第１皮膜層と
表面層の間に介在させることによって、表面層の内部応
力を緩和しつつ基材との密着性が優れた耐摩耗性皮膜が
実現できる。またこの様な構成を採用することによっ
て、（AlyTi1-y）（NzC1-z）単一皮膜を形成するよりも
全層厚を大きくすることができ、耐熱性や耐摩耗性がよ
り優れた皮膜となる。
尚後述する実施例から明らかな様に、中間層の層厚
は、0.2μｍ程度で応力緩和の効果が認められ、最大で
も0.5μｍあれば十分である。
は、0.2μｍ程度で応力緩和の効果が認められ、最大で
も0.5μｍあれば十分である。
以下実施例について説明するが、本発明は下記の実施
例に限定されるものではなく、前・後記の趣旨に徴して
適宜設計変更することは本発明の技術的範囲に含まれ
る。
例に限定されるものではなく、前・後記の趣旨に徴して
適宜設計変更することは本発明の技術的範囲に含まれ
る。
［実施例］ 実施例１ Tiカソード電極およびAlyTi1-y（ｙ＝0.05〜0.75）の
組成のカソード電極を用い、カソードアーク方式イオン
プレーティング装置の基板ホルダーに超硬合金製チップ
（WC−10％Coを主成分とする）を取付けた。尚本装置に
は、耐摩耗性皮膜形成状態の均一性を確保する為の基材
回転機構等及びヒータを設置した。
組成のカソード電極を用い、カソードアーク方式イオン
プレーティング装置の基板ホルダーに超硬合金製チップ
（WC−10％Coを主成分とする）を取付けた。尚本装置に
は、耐摩耗性皮膜形成状態の均一性を確保する為の基材
回転機構等及びヒータを設置した。
成膜に当たっては、ヒータによって基材温度を450℃
に加熱保持したまま、基材に−70Vのバイアス電圧を印
加すると共に、装置内に高純度N2ガスを５×10-2Torrま
で導入し、アーク放電を開始し、基材表面にTi（C
xN1-x）系皮膜層（第１皮膜層），中間層および（AlyTi
1-y）（NzC1-z）系皮膜層（表面層）の順に積層して皮
膜を形成した。
に加熱保持したまま、基材に−70Vのバイアス電圧を印
加すると共に、装置内に高純度N2ガスを５×10-2Torrま
で導入し、アーク放電を開始し、基材表面にTi（C
xN1-x）系皮膜層（第１皮膜層），中間層および（AlyTi
1-y）（NzC1-z）系皮膜層（表面層）の順に積層して皮
膜を形成した。
層厚の測定は、基板ホルダーに同時に取り付けた基材
の内の１個を破断し、層断面を走査型電子顕微鏡で観察
して測定したものである。さらに層組成の定量は、同じ
く同時に取り付けた基材につきオージェ分光分析法によ
り層深さ方向の分析を行なった。その結果第１皮膜層お
よび表面層の厚さ方向には濃度変化がなく一定であっ
た。その分析結果の一例は、前記第４図の通りであっ
た。膜中の金属成分比Ti/Alはカソード成分比とずれが
なく殆んど同一といえた。
の内の１個を破断し、層断面を走査型電子顕微鏡で観察
して測定したものである。さらに層組成の定量は、同じ
く同時に取り付けた基材につきオージェ分光分析法によ
り層深さ方向の分析を行なった。その結果第１皮膜層お
よび表面層の厚さ方向には濃度変化がなく一定であっ
た。その分析結果の一例は、前記第４図の通りであっ
た。膜中の金属成分比Ti/Alはカソード成分比とずれが
なく殆んど同一といえた。
得られた各皮膜について、下記の切削条件により25分
間の切削試験に供したときのフランク摩耗幅を測定し
た。
間の切削試験に供したときのフランク摩耗幅を測定し
た。
切削条件： 被削材 S50C 切削速度 170、200m/min 送り速度 0.25mm/rev 切り込み 0.1mm その結果を各層の組成および層厚と共に第１表に示
す。尚第１表には比較の為、実施例１で示した手段と同
様にして（Al,Ti）（C,N）系単層膜を形成したときのも
の（No.8〜10）、および第１皮膜層が本発明の範囲外の
もの（No.11）についても、その組成，層膜およびフラ
ンク摩耗幅を示した。
す。尚第１表には比較の為、実施例１で示した手段と同
様にして（Al,Ti）（C,N）系単層膜を形成したときのも
の（No.8〜10）、および第１皮膜層が本発明の範囲外の
もの（No.11）についても、その組成，層膜およびフラ
ンク摩耗幅を示した。
第１表より明らかな様に、比較例に比べて本発明例は
いずれも耐摩耗性に優れていた。
いずれも耐摩耗性に優れていた。
次に超硬ドリルへの適用例を以下に示す。
実施例２ 6mmφの（WC−9.5％Coを主成分とする）超硬ドリルに
実施例１と同様に各種の皮膜を形成した。
実施例１と同様に各種の皮膜を形成した。
得られた各皮膜について、下記の条件にて切削を行な
った。
った。
切削条件： 被削材 S50C,13mmt（BH230〜250） 切削速度 80m/min 送り速度 0.2mm/rev 潤 滑 エマルジョンによる このときの穴明け個数の結果を、各皮膜層の組成およ
び層厚と共に第２表に示す。
び層厚と共に第２表に示す。
第２表より明らかな様に本発明方法で得られた工具
は、比較例に比べて加工個数の大幅な増加が認められ、
耐摩耗性が良好であった。
は、比較例に比べて加工個数の大幅な増加が認められ、
耐摩耗性が良好であった。
次にハイスドリルへの適用例を以下に示す。
実施例３ 6mmφハイスドリルに実施例１と同じ様にして各種皮
膜を形成した。
膜を形成した。
得られた各皮膜について、下記の条件にて切削を行な
った。
った。
切削条件： 被削材 S50C,10mmt 切削速度 30m/min 送り速度 0.18mm/rev 潤 滑 エマルジョンによる このときの穴明け個数の結果を、各皮膜層の組成およ
び層厚と共に第３表に示す。
び層厚と共に第３表に示す。
第３表より明らかな様に本発明方法で得られた工具
は、比較例に比べて加工個数の大幅な増加がみられ、耐
摩耗性が良好であった。
は、比較例に比べて加工個数の大幅な増加がみられ、耐
摩耗性が良好であった。
［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されているので、TiNを基本
としたTi（C,N）系皮膜元来の良好な基材密着性を有す
ると共に、表面層が、IIIb族の窒化物であるAlNにTiが
固溶した皮膜層である為、耐熱性，熱伝導性等に関し、
AlNに近似した優れた特性が発揮される。
としたTi（C,N）系皮膜元来の良好な基材密着性を有す
ると共に、表面層が、IIIb族の窒化物であるAlNにTiが
固溶した皮膜層である為、耐熱性，熱伝導性等に関し、
AlNに近似した優れた特性が発揮される。
第１図は（AlyTi1-y）Ｎ系皮膜層においてｙを変化させ
た場合の内部応力の変化を示すグラフ、第２図は（AlyT
i1-y）Ｎ系皮膜層においてｙを変化させた場合の硬度の
変化を示すグラフ、第３図は（Al0.65Ti0.35）（N
zC1-z）系皮膜においてｚを変化させたときの硬度チッ
プの切削時のクレータ摩耗量を示すグラフ、第４図は
（ａ），（ｂ）は本発明の皮膜のオージエ分析結果例を
示すグラフである。
た場合の内部応力の変化を示すグラフ、第２図は（AlyT
i1-y）Ｎ系皮膜層においてｙを変化させた場合の硬度の
変化を示すグラフ、第３図は（Al0.65Ti0.35）（N
zC1-z）系皮膜においてｚを変化させたときの硬度チッ
プの切削時のクレータ摩耗量を示すグラフ、第４図は
（ａ），（ｂ）は本発明の皮膜のオージエ分析結果例を
示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】TiCXN1-X（但し０≦Ｘ≦0.6）で示される
化学組成からなり、層厚が0.3〜６μｍの皮膜層が基材
表面に形成されると共に、 （AlyTi1-y）（NzC1-z）（但し0.05≦ｙ≦0.75,0.6≦ｚ
≦１） で示される化学組成からなり、層厚が0.6〜８μｍの皮
膜層が最上層に形成され、少なくとも２層からなること
を特徴とする耐摩耗性皮膜。 - 【請求項２】前記２つの皮膜層の間に、夫々の皮膜層組
成を混合した化学組成、または２つの皮膜層組成に亘っ
て連続的に変化した中間層が介在されてなる請求項
（１）に記載の耐摩耗性皮膜。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1151953A JP2580330B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 耐摩耗性皮膜 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1151953A JP2580330B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 耐摩耗性皮膜 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0317251A JPH0317251A (ja) | 1991-01-25 |
| JP2580330B2 true JP2580330B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=15529818
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1151953A Expired - Lifetime JP2580330B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 耐摩耗性皮膜 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2580330B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180080844A (ko) * | 2017-01-05 | 2018-07-13 | 두산중공업 주식회사 | 내침식성 및 내피로성이 향상된 터빈용 부품 |
| KR20180080845A (ko) * | 2017-01-05 | 2018-07-13 | 두산중공업 주식회사 | 내침식성 및 내피로성이 향상된 터빈용 부품 |
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| JP2522768Y2 (ja) * | 1991-09-09 | 1997-01-16 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質層複合被覆ドリル |
| JP2638406B2 (ja) * | 1992-10-26 | 1997-08-06 | 神鋼コベルコツール株式会社 | 耐摩耗性多層型硬質皮膜構造 |
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| EP1018387B1 (en) * | 1998-04-01 | 2004-08-25 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Gear shaping method and device and spiral bevel gear cutter |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS5294812A (en) * | 1976-02-06 | 1977-08-09 | Mitsubishi Metal Corp | Covered super hard throwaway tip |
| JPS5729572A (en) * | 1980-07-30 | 1982-02-17 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Coated super-hard alloy member |
| JPS5938442Y2 (ja) * | 1983-11-04 | 1984-10-26 | シチズン時計株式会社 | 金色携帯用外装部品 |
| JPS6256565A (ja) * | 1985-09-06 | 1987-03-12 | Mitsubishi Metal Corp | 耐摩耗性のすぐれた表面被覆硬質部材 |
| JPS6442570A (en) * | 1987-08-10 | 1989-02-14 | Kobe Steel Ltd | Wear resistant coating film |
| JP2540905B2 (ja) * | 1988-03-29 | 1996-10-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆硬質材料製切削工具 |
-
1989
- 1989-06-14 JP JP1151953A patent/JP2580330B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180080844A (ko) * | 2017-01-05 | 2018-07-13 | 두산중공업 주식회사 | 내침식성 및 내피로성이 향상된 터빈용 부품 |
| KR20180080845A (ko) * | 2017-01-05 | 2018-07-13 | 두산중공업 주식회사 | 내침식성 및 내피로성이 향상된 터빈용 부품 |
| KR102117429B1 (ko) * | 2017-01-05 | 2020-06-01 | 두산중공업 주식회사 | 내침식성 및 내피로성이 향상된 터빈용 부품 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0317251A (ja) | 1991-01-25 |
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