JP3205943B2 - Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜およびその形成方法 - Google Patents
Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜およびその形成方法Info
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- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
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- C04B41/45—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements
- C04B41/50—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements with inorganic materials
- C04B41/5053—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements with inorganic materials non-oxide ceramics
- C04B41/5062—Borides, Nitrides or Silicides
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- C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
- C04B41/80—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone of only ceramics
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ
系超硬質化合物膜およびその形成方法に関し、更に詳し
くは、金属産業や、機械・装置産業で使用する工具や、
各種装置に用いられる構成部品や、摺動材料表面上にコ
ーティング膜を形成し、材料表面の硬度、耐摩耗性、お
よび摺動特性の性能を改善したＴｉ−希土類元素−Ｎ系
超硬質化合物膜および該膜をイオンミキシング法を用い
て形成する方法に関する。
系超硬質化合物膜およびその形成方法に関し、更に詳し
くは、金属産業や、機械・装置産業で使用する工具や、
各種装置に用いられる構成部品や、摺動材料表面上にコ
ーティング膜を形成し、材料表面の硬度、耐摩耗性、お
よび摺動特性の性能を改善したＴｉ−希土類元素−Ｎ系
超硬質化合物膜および該膜をイオンミキシング法を用い
て形成する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、この種の金属等の基板上に形成さ
れた硬質・耐摩耗性および摺動性コーティング膜として
は、ＰＶＤ法、或いはＣＶＤ法により基板上に形成され
たＴｉ−Ｎ、Ｔｉ−Ｃ等の化合物の薄膜が知られてい
る。
れた硬質・耐摩耗性および摺動性コーティング膜として
は、ＰＶＤ法、或いはＣＶＤ法により基板上に形成され
たＴｉ−Ｎ、Ｔｉ−Ｃ等の化合物の薄膜が知られてい
る。
【０００３】これらＴｉ−Ｎ、Ｔｉ−Ｃ等の化合物の薄
膜はほとん同様の方法で形成されるが、前記方法のう
ち、ＰＶＤ法コーティングの代表例として、従来より広
く行われているホローカソード放電（ＨＣＤ）−イオン
プレーティング法による基板上へのＴｉ−Ｎ膜の形成の
場合について説明すれば次のようになる。
膜はほとん同様の方法で形成されるが、前記方法のう
ち、ＰＶＤ法コーティングの代表例として、従来より広
く行われているホローカソード放電（ＨＣＤ）−イオン
プレーティング法による基板上へのＴｉ−Ｎ膜の形成の
場合について説明すれば次のようになる。
【０００４】先ず、ＰＶＤ法に用いる装置について説明
する。図８はＨＣＤイオンプレーティング装置を示すも
のであり、図中、ａは真空成膜室を示し、該真空成膜室
ａ内は真空ポンプｂに接続されている。また、ｃはコー
ティングに供される主として金属材料製の基板、ｄは金
属蒸発源ハース、ｅは蒸発させる金属材（ここではＴ
ｉ）、ｆはホローカソード電子銃、ｇはホローカソード
電子銃ｆと金属蒸発源ハースｄに電圧を印加する放電用
電源、ｈは電子ビーム、ｉはＮ2ガスを流すノズル、ｊ
は一部イオン化されたＮ2ガス、ｋは基板ｃに電圧を印
加するバイアス電源を示す。
する。図８はＨＣＤイオンプレーティング装置を示すも
のであり、図中、ａは真空成膜室を示し、該真空成膜室
ａ内は真空ポンプｂに接続されている。また、ｃはコー
ティングに供される主として金属材料製の基板、ｄは金
属蒸発源ハース、ｅは蒸発させる金属材（ここではＴ
ｉ）、ｆはホローカソード電子銃、ｇはホローカソード
電子銃ｆと金属蒸発源ハースｄに電圧を印加する放電用
電源、ｈは電子ビーム、ｉはＮ2ガスを流すノズル、ｊ
は一部イオン化されたＮ2ガス、ｋは基板ｃに電圧を印
加するバイアス電源を示す。
【０００５】次に、前記図８に示す装置を用いて、基板
ｃ上にＴｉ−Ｎ系化合物の被膜ｍを被覆形成する方法に
ついて説明する。
ｃ上にＴｉ−Ｎ系化合物の被膜ｍを被覆形成する方法に
ついて説明する。
【０００６】先ず、真空成膜室ａ内を真空ポンプｂで真
空排気した後、ホローカソード電子銃ｆに放電用Ａｒガ
スを流しながら、ホローカソード電子銃ｆとハースｄと
の間に数１０〜数１００Ｖの直流電圧を放電用電源ｇよ
り印加して両者間ｆ，ｄに放電を行う。
空排気した後、ホローカソード電子銃ｆに放電用Ａｒガ
スを流しながら、ホローカソード電子銃ｆとハースｄと
の間に数１０〜数１００Ｖの直流電圧を放電用電源ｇよ
り印加して両者間ｆ，ｄに放電を行う。
【０００７】そのとき、ホローカソード電子銃ｆ内での
ホローカソード放電により生成する多量の電子ビームｈ
は金属蒸発源ハースｄ内の金属材ｅ（Ｔｉ）に照射さ
れ、その電子衝撃による加熱により、金属材ｅのＴｉは
溶融され、Ｔｉ中性ビーム（Ｔｉ蒸気）を発生する。こ
のＴｉ中性ビーム（Ｔｉ蒸気）は電子ビームｈおよびホ
ローカソード放電により形成されるＡｒイオンとの衝撃
により、その一部がイオン化されるようになる。その
際、基板ｃには数１０Ｖの負の直流バイアス電圧がバイ
アス電源ｋによって印加されているので、イオン化され
たＴｉイオンビームは加速され、Ｔｉ中性ビーム（Ｔｉ
蒸気）と共に、基板ｃに入射して、基板ｃの表面にＴｉ
膜を形成する。
ホローカソード放電により生成する多量の電子ビームｈ
は金属蒸発源ハースｄ内の金属材ｅ（Ｔｉ）に照射さ
れ、その電子衝撃による加熱により、金属材ｅのＴｉは
溶融され、Ｔｉ中性ビーム（Ｔｉ蒸気）を発生する。こ
のＴｉ中性ビーム（Ｔｉ蒸気）は電子ビームｈおよびホ
ローカソード放電により形成されるＡｒイオンとの衝撃
により、その一部がイオン化されるようになる。その
際、基板ｃには数１０Ｖの負の直流バイアス電圧がバイ
アス電源ｋによって印加されているので、イオン化され
たＴｉイオンビームは加速され、Ｔｉ中性ビーム（Ｔｉ
蒸気）と共に、基板ｃに入射して、基板ｃの表面にＴｉ
膜を形成する。
【０００８】基板ｃ上にＴｉ−Ｎ膜ｍを形成する場合
は、ノズルｉよりＮ2ガスをＴｉイオンビームおよびＴ
ｉ中性ビームの照射と同時に流すが、このＮ2ガスはＴ
ｉ蒸気と同じようにその一部がイオン化され、基板ｃの
表面にＮ2中性ビームと共に入射し、そこで同時に入射
するＴｉイオンビームおよびＴｉ中性ビームと反応し
て、Ｔｉ−Ｎ膜ｍを形成するようになる。
は、ノズルｉよりＮ2ガスをＴｉイオンビームおよびＴ
ｉ中性ビームの照射と同時に流すが、このＮ2ガスはＴ
ｉ蒸気と同じようにその一部がイオン化され、基板ｃの
表面にＮ2中性ビームと共に入射し、そこで同時に入射
するＴｉイオンビームおよびＴｉ中性ビームと反応し
て、Ｔｉ−Ｎ膜ｍを形成するようになる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】ＰＶＤ法、またはＣＶ
Ｄ法により形成された基板ｃ上の膜ｍの硬度としては、
ヴィッカース硬度（Ｈｖ）においてＴｉ−Ｎ膜で約２２
００、Ｔｉ−Ｃ膜で約３７００となっている。また、形
成されたＴｉ−Ｎ膜と基板の間、Ｔｉ−Ｃ膜と基板の間
の密着性を考えると、形成されたＴｉ−Ｎ膜やＴｉ−Ｃ
膜は基板の表面上に単に堆積するか、或いはバイアスに
よるイオン衝撃や熱拡散によって基板表面層と僅かなミ
キシングが行われているかである。そのため、Ｔｉ−Ｎ
膜やＴｉ−Ｃ膜と基板との密着性は余りよくない。
Ｄ法により形成された基板ｃ上の膜ｍの硬度としては、
ヴィッカース硬度（Ｈｖ）においてＴｉ−Ｎ膜で約２２
００、Ｔｉ−Ｃ膜で約３７００となっている。また、形
成されたＴｉ−Ｎ膜と基板の間、Ｔｉ−Ｃ膜と基板の間
の密着性を考えると、形成されたＴｉ−Ｎ膜やＴｉ−Ｃ
膜は基板の表面上に単に堆積するか、或いはバイアスに
よるイオン衝撃や熱拡散によって基板表面層と僅かなミ
キシングが行われているかである。そのため、Ｔｉ−Ｎ
膜やＴｉ−Ｃ膜と基板との密着性は余りよくない。
【００１０】図８に示す従来装置により基板ｃ上にＴｉ
−Ｎ膜ｍをコーティングを行った試料は図９（Ａ）に示
す模式図のように基板ｃ上にＴｉ−Ｎ膜ｍが明確な界面
を境にして堆積している。そして、図９（Ａ）示の試料
に対し、摩擦・摺動相手材を押し付けた際、基板ｃ上の
Ｔｉ−Ｎ膜ｍが硬く、かつＴｉ−Ｎ膜ｍの密着性が小さ
い場合は図９（Ｂ）に示すようにＴｉ−Ｎ膜ｍの一部が
基板ｃの表面から剥離し、耐摩耗性、摺動性膜として機
能しない。図９（Ｂ）中、ｎは摩擦・摺動相手材を示
し、実際の使用時には相手材、膜の引っ掻き、或いは摩
擦・摩耗試験時の相手材（圧子）に相当するものであ
る。
−Ｎ膜ｍをコーティングを行った試料は図９（Ａ）に示
す模式図のように基板ｃ上にＴｉ−Ｎ膜ｍが明確な界面
を境にして堆積している。そして、図９（Ａ）示の試料
に対し、摩擦・摺動相手材を押し付けた際、基板ｃ上の
Ｔｉ−Ｎ膜ｍが硬く、かつＴｉ−Ｎ膜ｍの密着性が小さ
い場合は図９（Ｂ）に示すようにＴｉ−Ｎ膜ｍの一部が
基板ｃの表面から剥離し、耐摩耗性、摺動性膜として機
能しない。図９（Ｂ）中、ｎは摩擦・摺動相手材を示
し、実際の使用時には相手材、膜の引っ掻き、或いは摩
擦・摩耗試験時の相手材（圧子）に相当するものであ
る。
【００１１】このように、工具材または精密機器の摺動
部品等への耐摩耗性膜、および摺動性膜のコーティング
を考えた場合、コーティング膜層の硬質化、並びに膜の
剥離を抑える意味で、コーティング膜の基板への密着性
の改善により工具、部品の寿命、性能を向上させること
が必要となる。
部品等への耐摩耗性膜、および摺動性膜のコーティング
を考えた場合、コーティング膜層の硬質化、並びに膜の
剥離を抑える意味で、コーティング膜の基板への密着性
の改善により工具、部品の寿命、性能を向上させること
が必要となる。
【００１２】本発明の目的は、従来用いられているコー
ティング材料のＴｉ−Ｎ膜、Ｔｉ−Ｃ膜以上の硬度、摺
動特性を有するＴｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物お
よび、基板上への密着性に優れたＴｉ−希土類元素−Ｎ
系超硬質化合物膜の形成方法を提供することにある。
ティング材料のＴｉ−Ｎ膜、Ｔｉ−Ｃ膜以上の硬度、摺
動特性を有するＴｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物お
よび、基板上への密着性に優れたＴｉ−希土類元素−Ｎ
系超硬質化合物膜の形成方法を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記目的
を達成すべく鋭意検討した結果、化学結合論（改訂版）
［ポーリング著、小泉正夫訳、共立出版（株） １９６
２年５月２０日改定１刷発行］に記載されている原子半
径（一重結合半径）に着目した。
を達成すべく鋭意検討した結果、化学結合論（改訂版）
［ポーリング著、小泉正夫訳、共立出版（株） １９６
２年５月２０日改定１刷発行］に記載されている原子半
径（一重結合半径）に着目した。
【００１４】更に詳細に述べると、希土類元素はその原
子半径がＴｉ等の遷移金属に比べて大きい、その値はＴ
ｉ：１．３２Åに対し例えばＤｙ：１．６０Å、Ｙ：
１．６２Åである。
子半径がＴｉ等の遷移金属に比べて大きい、その値はＴ
ｉ：１．３２Åに対し例えばＤｙ：１．６０Å、Ｙ：
１．６２Åである。
【００１５】Ｔｉ−Ｎ結晶マトリックス中のＴｉサイト
に希土類元素を置換させた場合は、半径の大きな原子の
存在による格子歪みによりＴｉ−Ｘ−Ｎ（Ｘは固溶元
素、ここでは希土類元素）の硬度の増加が期待できる。
に希土類元素を置換させた場合は、半径の大きな原子の
存在による格子歪みによりＴｉ−Ｘ−Ｎ（Ｘは固溶元
素、ここでは希土類元素）の硬度の増加が期待できる。
【００１６】一方、添加元素が置換型の固溶をするかど
うかは一般に、経験的に与えられるヒューム・ロザリー
則［Hume-Rothery's Rule ］に従うとされている。
うかは一般に、経験的に与えられるヒューム・ロザリー
則［Hume-Rothery's Rule ］に従うとされている。
【００１７】そして、縦軸に電気陰性度、横軸に原子半
径をとったＴｉ−Ｍ系（Ｍは希土類元素、遷移金属元素
を表す）のダーケン・ガリープロット［Darken-Gurry's
polt ］を示す図（図中、Ｌｎはランタノイド元素を示
す）、詳しくは、図１によると、Ｔｉ（Ｔｉの原子半径
は１．３２Å、電気陰性度は１．４である）を中心とす
る円がこのヒューム・ロザリー則による固溶範囲（Ｔｉ
との差が原子半径で±１５％以内、電気陰性度で±０．
４％以内）であり、本発明でＴｉ−Ｎに含ませる元素と
して挙げている希土類元素は電気陰性度においてほぼ範
囲内に入るものの、原子半径では＋方向に範囲を超える
もの（約＋２０％）となっている。従ってこのような希
土類元素を含有するＴｉ−Ｘ−Ｎ非平衡化合物（Ｘは希
土類元素を表す）となって、硬度の高いコーティング膜
を形成することが出来ることを知見した。
径をとったＴｉ−Ｍ系（Ｍは希土類元素、遷移金属元素
を表す）のダーケン・ガリープロット［Darken-Gurry's
polt ］を示す図（図中、Ｌｎはランタノイド元素を示
す）、詳しくは、図１によると、Ｔｉ（Ｔｉの原子半径
は１．３２Å、電気陰性度は１．４である）を中心とす
る円がこのヒューム・ロザリー則による固溶範囲（Ｔｉ
との差が原子半径で±１５％以内、電気陰性度で±０．
４％以内）であり、本発明でＴｉ−Ｎに含ませる元素と
して挙げている希土類元素は電気陰性度においてほぼ範
囲内に入るものの、原子半径では＋方向に範囲を超える
もの（約＋２０％）となっている。従ってこのような希
土類元素を含有するＴｉ−Ｘ−Ｎ非平衡化合物（Ｘは希
土類元素を表す）となって、硬度の高いコーティング膜
を形成することが出来ることを知見した。
【００１８】本発明のＴｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化
合物膜およびその形成方法は、前記知見に基づいてなさ
れたものであり、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物
膜は、基板上に形成されたＴｉ−Ｎ系超硬質化合物から
成る薄膜において、前記硬質化合物の薄膜はＴｉおよび
Ｎから成る組成物中に希土類元素を０．５〜２０原子％
含有した化合物の薄膜であることを特徴とする。
合物膜およびその形成方法は、前記知見に基づいてなさ
れたものであり、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物
膜は、基板上に形成されたＴｉ−Ｎ系超硬質化合物から
成る薄膜において、前記硬質化合物の薄膜はＴｉおよび
Ｎから成る組成物中に希土類元素を０．５〜２０原子％
含有した化合物の薄膜であることを特徴とする。
【００１９】そして、ＴｉおよびＮから成る組成物中に
含有せる希土類元素量を０．５〜２０原子％としたの
は、含有量が０．５原子％に満たない場合は固溶による
硬化が不十分なためであり、また含有量が２０原子％を
超えた場合は得られる化合物膜の硬度が飽和してくるた
めである。
含有せる希土類元素量を０．５〜２０原子％としたの
は、含有量が０．５原子％に満たない場合は固溶による
硬化が不十分なためであり、また含有量が２０原子％を
超えた場合は得られる化合物膜の硬度が飽和してくるた
めである。
【００２０】Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜の
形成方法は、金属蒸発源からの蒸気金属およびイオンビ
ーム源からの高速イオンビームを基板に照射して、該基
板上に超硬質化合物膜を形成させるイオンミキシング法
であって、超硬質化合物を構成するＴｉ、Ｎおよび希土
類元素のうち１種または複数の元素をイオンビームと
し、残りの元素を金属蒸気、或いはこれら元素を含むガ
スのビームを該基板に複合照射して超硬質化合物膜を形
成することを特徴とする。
形成方法は、金属蒸発源からの蒸気金属およびイオンビ
ーム源からの高速イオンビームを基板に照射して、該基
板上に超硬質化合物膜を形成させるイオンミキシング法
であって、超硬質化合物を構成するＴｉ、Ｎおよび希土
類元素のうち１種または複数の元素をイオンビームと
し、残りの元素を金属蒸気、或いはこれら元素を含むガ
スのビームを該基板に複合照射して超硬質化合物膜を形
成することを特徴とする。
【００２１】
【作用】希土類元素はＴｉに比して原子半径が大きいか
ら、ＴｉおよびＮから成る組成物中に希土類元素を新た
に含有させることにより合成される化合物の結晶格子に
歪みが生じて硬度が増加する。
ら、ＴｉおよびＮから成る組成物中に希土類元素を新た
に含有させることにより合成される化合物の結晶格子に
歪みが生じて硬度が増加する。
【００２２】イオンビームからの高速イオンビームを基
板に照射することにより、基板表面上の合金元素は高エ
ネルギーに励起された非平衡状態からクエンチングさ
れ、非平衡化合物が合成される。
板に照射することにより、基板表面上の合金元素は高エ
ネルギーに励起された非平衡状態からクエンチングさ
れ、非平衡化合物が合成される。
【００２３】また、Ｔｉ、Ｎ、希土類元素のうち１つ、
或いは複数の元素をイオンビームの形で基板上へ照射す
ることにより、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ化合物膜と基板の
間の界面部分でＴｉ、Ｎ、希土類元素および基板構成元
素がイオン照射衝撃により結合の切断、原子のノックオ
ン注入、熱的効果等のミキシング作用を受け、分解・再
結合を行い、基板と化合物膜の元素が互いに連続的に混
ざり合い、基板と化合物膜とを強固につなぐ界面ミキシ
ング層を形成する。この界面ミキシング層の存在により
基板と化合物膜の密着性は向上する。
或いは複数の元素をイオンビームの形で基板上へ照射す
ることにより、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ化合物膜と基板の
間の界面部分でＴｉ、Ｎ、希土類元素および基板構成元
素がイオン照射衝撃により結合の切断、原子のノックオ
ン注入、熱的効果等のミキシング作用を受け、分解・再
結合を行い、基板と化合物膜の元素が互いに連続的に混
ざり合い、基板と化合物膜とを強固につなぐ界面ミキシ
ング層を形成する。この界面ミキシング層の存在により
基板と化合物膜の密着性は向上する。
【００２４】
【実施例】以下添付図面に従って本発明の実施例につい
て説明する。
て説明する。
【００２５】図２は本発明のＴｉ−希土類元素−Ｎ系超
硬質化合物膜の形成を実施するための膜形成装置の１例
を示すもので、図中、１は真空成膜室であり、真空成膜
室１は真空ポンプ２に圧力調整バルブ３を介して接続さ
れている。また、４はコーティングを施す金属製、セラ
ミックス製の基板、５は基板４を保持する基板ホルダ
ー、６は金属蒸発源ハース、７はＴｉ金属蒸気（中性ビ
ーム）、８はイオン源およびイオン加速器、９はイオン
ビーム、１０はガス流量調整器、１１はガス導入ノズ
ル、１２はガスビーム、１３は蒸発させるＴｉ金属、１
４は基板加熱用ヒーターを示す。
硬質化合物膜の形成を実施するための膜形成装置の１例
を示すもので、図中、１は真空成膜室であり、真空成膜
室１は真空ポンプ２に圧力調整バルブ３を介して接続さ
れている。また、４はコーティングを施す金属製、セラ
ミックス製の基板、５は基板４を保持する基板ホルダ
ー、６は金属蒸発源ハース、７はＴｉ金属蒸気（中性ビ
ーム）、８はイオン源およびイオン加速器、９はイオン
ビーム、１０はガス流量調整器、１１はガス導入ノズ
ル、１２はガスビーム、１３は蒸発させるＴｉ金属、１
４は基板加熱用ヒーターを示す。
【００２６】次に、前記装置を用いて基板上にＴｉ−希
土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜の形成の具体的実施例を
比較例と共に説明する。
土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜の形成の具体的実施例を
比較例と共に説明する。
【００２７】実施例１ 本実施例では基板４を直径４０mm×厚さ５mmの鋼材（Ｊ
ＩＳ−ＳＵＳ−４４０Ｃ，Ｈ RC ＞６０）とし、Ｔｉお
よびＮに含有する希土類元素をジスプロシウム（Ｄｙ）
とした。
ＩＳ−ＳＵＳ−４４０Ｃ，Ｈ RC ＞６０）とし、Ｔｉお
よびＮに含有する希土類元素をジスプロシウム（Ｄｙ）
とした。
【００２８】先ず、真空成膜室１内の空気を真空ポンプ
２により排出して圧力を１０- 5Ｐａの高真空度に設定
した。そして真空成膜室１内にガス流量調整器１０で流
量を２．０SCCMに調整したＮＨ3ガスをガス導入ノズル
１１よりガスビーム１２として導入し、圧力調整バルブ
３の開度を調整して真空成膜室１内の圧力を４×１０-
4Ｐａに維持した。
２により排出して圧力を１０- 5Ｐａの高真空度に設定
した。そして真空成膜室１内にガス流量調整器１０で流
量を２．０SCCMに調整したＮＨ3ガスをガス導入ノズル
１１よりガスビーム１２として導入し、圧力調整バルブ
３の開度を調整して真空成膜室１内の圧力を４×１０-
4Ｐａに維持した。
【００２９】基板加熱用ヒーター１４で基板ホルダー５
に保持された鋼製の基板４を加熱して３００℃に維持し
た。この状態で電子ビーム加熱により金属蒸発源ハース
６内のＴｉ金属１３を溶融、蒸発させ、Ｔｉ金属蒸気
（中性ビーム）７として基板４上に照射した。
に保持された鋼製の基板４を加熱して３００℃に維持し
た。この状態で電子ビーム加熱により金属蒸発源ハース
６内のＴｉ金属１３を溶融、蒸発させ、Ｔｉ金属蒸気
（中性ビーム）７として基板４上に照射した。
【００３０】それと同時にイオン源およびイオン加速器
８から引き出されたジスプロシウム（Ｄｙ）のイオンビ
ーム９を基板４上に照射した。尚、Ｔｉ金属１３の基板
４表面への蒸着速度は２．０Å／秒とした。また、ジス
プロシウム（Ｄｙ）のイオンビームのエネルギーは３０
ｋｅＶ、電流密度は５．６μＡ／cm2とした。
８から引き出されたジスプロシウム（Ｄｙ）のイオンビ
ーム９を基板４上に照射した。尚、Ｔｉ金属１３の基板
４表面への蒸着速度は２．０Å／秒とした。また、ジス
プロシウム（Ｄｙ）のイオンビームのエネルギーは３０
ｋｅＶ、電流密度は５．６μＡ／cm2とした。
【００３１】前記条件の操作を基板４上に形成されるＴ
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物の薄膜１５が１μｍとなる
まで継続して行った（図７（Ａ）参照）。
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物の薄膜１５が１μｍとなる
まで継続して行った（図７（Ａ）参照）。
【００３２】形成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物
膜の結晶構造をＸ線回析で調べたところＴｉ−Ｎに近い
格子定数を有するＴｉ−Ｎと同一の結晶系（ＮａＣｌ
型）の多結晶であった。
膜の結晶構造をＸ線回析で調べたところＴｉ−Ｎに近い
格子定数を有するＴｉ−Ｎと同一の結晶系（ＮａＣｌ
型）の多結晶であった。
【００３３】また、Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜の
ＮａＣｌ型結晶（２００）面のＸ線回析角より求めた結
晶の格子定数の結果を図３にプロット記号Ａとして示し
た。尚、図３における横軸の原子比は膜組成よりＥＰＭ
Ａで求めたＤｙ／Ｔｉ＋Ｄｙとした。
ＮａＣｌ型結晶（２００）面のＸ線回析角より求めた結
晶の格子定数の結果を図３にプロット記号Ａとして示し
た。尚、図３における横軸の原子比は膜組成よりＥＰＭ
Ａで求めたＤｙ／Ｔｉ＋Ｄｙとした。
【００３４】また、Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ化合物が（Ｔｉ 1-
x、Ｄｙ x）Ｎ y「式中、x＝Ｄｙ／（Ｔｉ＋Ｄｙ）原子
比、 y＝０．６７〜１．１３を表わす」の形をとり、Ｄ
ｙが結晶中のＴｉサイトに理想的に置換されたと仮定し
た場合の格子定数の値（ベガース則による）を図３中に
特性値線Ｇとして示した。
x、Ｄｙ x）Ｎ y「式中、x＝Ｄｙ／（Ｔｉ＋Ｄｙ）原子
比、 y＝０．６７〜１．１３を表わす」の形をとり、Ｄ
ｙが結晶中のＴｉサイトに理想的に置換されたと仮定し
た場合の格子定数の値（ベガース則による）を図３中に
特性値線Ｇとして示した。
【００３５】また、形成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質
化合物膜のヴィッカース硬度（Ｈｖ）をヴィッカース硬
度試験機で測定し、その結果を図４にプロット記号Ａで
示した。尚、図４における横軸の原子比は膜組成よりＥ
ＰＭＡで求めたＤｙ／Ｔｉ＋Ｄｙとした。
化合物膜のヴィッカース硬度（Ｈｖ）をヴィッカース硬
度試験機で測定し、その結果を図４にプロット記号Ａで
示した。尚、図４における横軸の原子比は膜組成よりＥ
ＰＭＡで求めたＤｙ／Ｔｉ＋Ｄｙとした。
【００３６】また、形成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質
化合物膜の真空中での摩擦・摩耗試験を行い、その測定
結果を図５に曲線Ｈとして示した。尚、摩擦・摩耗試験
は試験試料を回転させ、回転中心から一定の距離の円周
部分に相手材ボールを押し付ける一般にピンオンディス
ク法と称される試験法で行い、回転運動時の試料−相手
材間の摩擦係数の変化、および円周摩擦トラック部の摩
耗度合により摩擦・摩耗特性を評価する。試験条件は相
手材はφ７mmのＳＵＳ４４０Ｃ鋼（Ｈ RC ＞６０）、回
転中心からの距離は７．２５mm、運動線速度は９．１ｍ
／分、押し付け荷重５１４ｇとした。
化合物膜の真空中での摩擦・摩耗試験を行い、その測定
結果を図５に曲線Ｈとして示した。尚、摩擦・摩耗試験
は試験試料を回転させ、回転中心から一定の距離の円周
部分に相手材ボールを押し付ける一般にピンオンディス
ク法と称される試験法で行い、回転運動時の試料−相手
材間の摩擦係数の変化、および円周摩擦トラック部の摩
耗度合により摩擦・摩耗特性を評価する。試験条件は相
手材はφ７mmのＳＵＳ４４０Ｃ鋼（Ｈ RC ＞６０）、回
転中心からの距離は７．２５mm、運動線速度は９．１ｍ
／分、押し付け荷重５１４ｇとした。
【００３７】また、Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜の
真空中での摩擦・摩耗試験の試験開始後６４分経過した
ときの摩擦トラックの断面形状を図６（Ａ）に曲線Ｉと
して示し、また同曲線Ｉの縦軸変化状態を拡大し、これ
を図６（Ｂ）に曲線Ｊとして示した。
真空中での摩擦・摩耗試験の試験開始後６４分経過した
ときの摩擦トラックの断面形状を図６（Ａ）に曲線Ｉと
して示し、また同曲線Ｉの縦軸変化状態を拡大し、これ
を図６（Ｂ）に曲線Ｊとして示した。
【００３８】実施例２〜５ ＮＨ3ガスの流量を２．０〜６．０SCCM、Ｄｙイオン電
流密度を１３．０〜２３．０μＡ／cm2、Ｔｉ蒸着速度
を１．３〜３．０Å／秒の条件範囲でＴｉ、Ｄｙ、Ｎの
入射比を変えた以外は前記実施例１と同様の方法で基板
４上にＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５を形成し、
これを実施例２，３，４，５とした。
流密度を１３．０〜２３．０μＡ／cm2、Ｔｉ蒸着速度
を１．３〜３．０Å／秒の条件範囲でＴｉ、Ｄｙ、Ｎの
入射比を変えた以外は前記実施例１と同様の方法で基板
４上にＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５を形成し、
これを実施例２，３，４，５とした。
【００３９】形成された各実施例のＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超
硬質化合物膜のＮａＣｌ型結晶（２００）面のＸ線回析
角より結晶の格子定数を実施例１と同様の方法で求め、
その結果を図３に実施例２をプロット記号Ｂ、実施例３
をプロット記号Ｃ、実施例４をプロット記号Ｄ、実施例
５をプロット記号Ｅとして示した。
硬質化合物膜のＮａＣｌ型結晶（２００）面のＸ線回析
角より結晶の格子定数を実施例１と同様の方法で求め、
その結果を図３に実施例２をプロット記号Ｂ、実施例３
をプロット記号Ｃ、実施例４をプロット記号Ｄ、実施例
５をプロット記号Ｅとして示した。
【００４０】また、形成された各実施例のＴｉ−Ｄｙ−
Ｎ系超硬質化合物膜のヴィッカース硬度（Ｈｖ）を実施
例１と同様の方法で測定し、その結果を図４に実施例２
をプロット記号Ｂ、実施例４をプロット記号Ｄ、実施例
５をプロット記号Ｅとして示した。
Ｎ系超硬質化合物膜のヴィッカース硬度（Ｈｖ）を実施
例１と同様の方法で測定し、その結果を図４に実施例２
をプロット記号Ｂ、実施例４をプロット記号Ｄ、実施例
５をプロット記号Ｅとして示した。
【００４１】尚、実施例１〜５におけるＮＨ3ガス流量
（ＳＣＣＭ）、Ｄｙイオン電流密度（μＡ／cm2）、Ｔ
ｉ蒸着速度（Å／秒）の各条件を示すと下記表１の通り
である。
（ＳＣＣＭ）、Ｄｙイオン電流密度（μＡ／cm2）、Ｔ
ｉ蒸着速度（Å／秒）の各条件を示すと下記表１の通り
である。
【００４２】
【表１】
【００４３】比較例１ 図８に示す従来ＨＣＤイオンプレーティング装置を用い
て基板（直径４０mm×厚さ５mmの鋼材［ＪＩＳ−ＳＵＳ
−４４０Ｃ，Ｈ RC ＞６０］）ｃ上に膜厚１μｍのＴｉ
−Ｎ膜ｍを形成し、形成されたＴｉ−Ｎ膜ｍのＮａＣｌ
型結晶（２００）面のＸ線回析角より結晶の格子定数を
実施例１と同様の方法で求め、その結果を図３にプロッ
ト記号Ｆとして示した。
て基板（直径４０mm×厚さ５mmの鋼材［ＪＩＳ−ＳＵＳ
−４４０Ｃ，Ｈ RC ＞６０］）ｃ上に膜厚１μｍのＴｉ
−Ｎ膜ｍを形成し、形成されたＴｉ−Ｎ膜ｍのＮａＣｌ
型結晶（２００）面のＸ線回析角より結晶の格子定数を
実施例１と同様の方法で求め、その結果を図３にプロッ
ト記号Ｆとして示した。
【００４４】また，形成されたＴｉ−Ｎ膜のヴィッカー
ス硬度（Ｈｖ）を実施例１と同様の方法で測定し、その
結果を図４にプロット記号Ｆとして示した。
ス硬度（Ｈｖ）を実施例１と同様の方法で測定し、その
結果を図４にプロット記号Ｆとして示した。
【００４５】また、形成されたＴｉ−Ｎ膜の真空中での
摩擦・摩耗試験を実施例１と同様の方法で行い、その測
定結果を図５に曲線Ｓとして示した。また、摩擦・摩耗
試験終了（試験終了時間は６４分）時点における摩擦ト
ラックの断面形状を図６（Ｃ）に曲線Ｔとして示した。
摩擦・摩耗試験を実施例１と同様の方法で行い、その測
定結果を図５に曲線Ｓとして示した。また、摩擦・摩耗
試験終了（試験終了時間は６４分）時点における摩擦ト
ラックの断面形状を図６（Ｃ）に曲線Ｔとして示した。
【００４６】図３から明らかなように本発明の実施例の
格子定数の実測値と、ベガーズ則による格子定数の予測
値（図３の特性値線Ｇ）とほぼ一致していることが分か
った。これに対し従来法による比較例１の格子定数値は
４．２４Åであった。
格子定数の実測値と、ベガーズ則による格子定数の予測
値（図３の特性値線Ｇ）とほぼ一致していることが分か
った。これに対し従来法による比較例１の格子定数値は
４．２４Åであった。
【００４７】また、図４から明らかなように本発明実施
例ではＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物中のＤｙの含有量
の増加と共に、ヴィッカース硬度（Ｈｖ）が増加し、最
大では硬度が４０００を超えるのに対し、比較例１では
硬度が１８００と低かった。従って、Ｔｉ−Ｎから成る
組成物中に希土類元素を含有せしめることにより得られ
る膜の硬度を増加させ得ることが分かった。
例ではＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物中のＤｙの含有量
の増加と共に、ヴィッカース硬度（Ｈｖ）が増加し、最
大では硬度が４０００を超えるのに対し、比較例１では
硬度が１８００と低かった。従って、Ｔｉ−Ｎから成る
組成物中に希土類元素を含有せしめることにより得られ
る膜の硬度を増加させ得ることが分かった。
【００４８】また、図５および図６から明らかなように
本発明実施例では摩擦・摩耗試験時間１８２分に至るま
で摩擦係数は０．０４前後と低い値を示し、しかも試料
表面の磨耗は殆ど観察されず、図６（Ｂ）のように試料
表面の荒れは５００〜１０００Å程度あり、Ｔｉ−Ｄｙ
−Ｎ系超硬質化合物膜の膜厚１μｍ（１００００Å）に
比べ小さく、基板は殆ど摩耗していないのに対し、比較
例１では摩擦・摩耗試験初期より摩擦係数は０．６と大
きく、しかも試験開始後４７分で摩擦係数に大きな変化
が認められ、試験時間６４分で試験を中止せざるを得
ず、しかも図６（Ｃ）で明らかなように比較例１は試験
時間６４分では摩擦トラックにＴｉ−Ｎ化合物膜は存在
せず、基板が深く摩耗を受けている様子が観察された。
従って、本発明実施例ではＴｉ−Ｎから成る組成物中に
希土類元素を含有せしめることにより得られる膜は耐摩
耗性に優れていることが分かった。
本発明実施例では摩擦・摩耗試験時間１８２分に至るま
で摩擦係数は０．０４前後と低い値を示し、しかも試料
表面の磨耗は殆ど観察されず、図６（Ｂ）のように試料
表面の荒れは５００〜１０００Å程度あり、Ｔｉ−Ｄｙ
−Ｎ系超硬質化合物膜の膜厚１μｍ（１００００Å）に
比べ小さく、基板は殆ど摩耗していないのに対し、比較
例１では摩擦・摩耗試験初期より摩擦係数は０．６と大
きく、しかも試験開始後４７分で摩擦係数に大きな変化
が認められ、試験時間６４分で試験を中止せざるを得
ず、しかも図６（Ｃ）で明らかなように比較例１は試験
時間６４分では摩擦トラックにＴｉ−Ｎ化合物膜は存在
せず、基板が深く摩耗を受けている様子が観察された。
従って、本発明実施例ではＴｉ−Ｎから成る組成物中に
希土類元素を含有せしめることにより得られる膜は耐摩
耗性に優れていることが分かった。
【００４９】前述のように本発明実施例で作成されたＴ
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜は膜自体の高い硬度、お
よび基板に対する高い密着性に起因する耐剥離性によ
り、平滑な摩擦・摺動面が得られて、優れた耐摩擦・摩
耗性を備えていることが分かった。
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜は膜自体の高い硬度、お
よび基板に対する高い密着性に起因する耐剥離性によ
り、平滑な摩擦・摺動面が得られて、優れた耐摩擦・摩
耗性を備えていることが分かった。
【００５０】このことを図７［図７（Ａ）は実施例１で
作成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎコーティング試料の基板４と
Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ化合物膜１５の模式図、図７（Ｂ）はＴ
ｉ−Ｄｙ−Ｎ化合物膜１５に摩擦・摩耗相手材１７を押
し付けた状態を表す模式図］と関係づけて述べる。
作成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎコーティング試料の基板４と
Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ化合物膜１５の模式図、図７（Ｂ）はＴ
ｉ−Ｄｙ−Ｎ化合物膜１５に摩擦・摩耗相手材１７を押
し付けた状態を表す模式図］と関係づけて述べる。
【００５１】図７（Ａ）から明らかなように基板４とＴ
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５との界面はイオン照
射によるミキシング効果により、基板４とＴｉ−Ｄｙ−
Ｎ系超硬質化合物膜１５の元素が互いに連続的に混ざり
合い、基板４とＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５と
を強固につなぐ界面ミキシング層１６が形成されている
様子が分かる。
ｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５との界面はイオン照
射によるミキシング効果により、基板４とＴｉ−Ｄｙ−
Ｎ系超硬質化合物膜１５の元素が互いに連続的に混ざり
合い、基板４とＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５と
を強固につなぐ界面ミキシング層１６が形成されている
様子が分かる。
【００５２】また、図７（Ｂ）から明らかなように図９
（Ｂ）の従来のＴｉ−Ｎ化合物膜とは異なり基板４上に
形成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５は硬
く、かつ基板への膜の密着性が大きいから、Ｔｉ−Ｄｙ
−Ｎ系超硬質化合物膜１５に摩擦・摩耗相手材１７が強
く押し付けられてもＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１
５は基板４より剥離することがなく、Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ系
超硬質化合物膜の平坦性が保たれて、耐摩耗性、摺動性
に優れていることが分かる。
（Ｂ）の従来のＴｉ−Ｎ化合物膜とは異なり基板４上に
形成されたＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１５は硬
く、かつ基板への膜の密着性が大きいから、Ｔｉ−Ｄｙ
−Ｎ系超硬質化合物膜１５に摩擦・摩耗相手材１７が強
く押し付けられてもＴｉ−Ｄｙ−Ｎ系超硬質化合物膜１
５は基板４より剥離することがなく、Ｔｉ−Ｄｙ−Ｎ系
超硬質化合物膜の平坦性が保たれて、耐摩耗性、摺動性
に優れていることが分かる。
【００５３】前記実施例では含有させる希土類元素とし
てＤｙを用いたが、本発明はこれに限定されるものでは
なく、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、ネオジ
ム（Ｎｄ）、ガドリニウム（Ｇｄ）等の希土類元素を含
有せしめるようにしてもよい。
てＤｙを用いたが、本発明はこれに限定されるものでは
なく、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、ネオジ
ム（Ｎｄ）、ガドリニウム（Ｇｄ）等の希土類元素を含
有せしめるようにしてもよい。
【００５４】また、前記実施例中、基板に照射するイオ
ンビームとしてＤｙ +、中性ビームとしてＴｉガス、ガ
ス（分子）ビームとしてＮＨ3ビームを用いたが、本発
明はこれに限定されるものではなく、イオンビームとし
てはＴｉ +、Ｎ +、Ｎ2+ 、希土類元素イオン、また、
中性ビームとしてはＤｙ等の希土類元素、Ｎ原子或いは
Ｎラジカルビーム、また、ガスビームとしてはＴｉＣｌ
4、ＴｉＢｒ4、ＴｉＩ4 、Ｎ2ガスが挙げられ、また、
基板に照射する際には夫々単独で、或いは複数の混合ビ
ームで、必要に応じて前記イオンビーム、或いは前記中
性ビーム、或いは前記ガスビームの何れかと組合わせた
複合ビームで照射するようにしてもよい。
ンビームとしてＤｙ +、中性ビームとしてＴｉガス、ガ
ス（分子）ビームとしてＮＨ3ビームを用いたが、本発
明はこれに限定されるものではなく、イオンビームとし
てはＴｉ +、Ｎ +、Ｎ2+ 、希土類元素イオン、また、
中性ビームとしてはＤｙ等の希土類元素、Ｎ原子或いは
Ｎラジカルビーム、また、ガスビームとしてはＴｉＣｌ
4、ＴｉＢｒ4、ＴｉＩ4 、Ｎ2ガスが挙げられ、また、
基板に照射する際には夫々単独で、或いは複数の混合ビ
ームで、必要に応じて前記イオンビーム、或いは前記中
性ビーム、或いは前記ガスビームの何れかと組合わせた
複合ビームで照射するようにしてもよい。
【００５５】
【発明の効果】このように本発明のＴｉ−希土類元素−
Ｎ系超硬質化合物膜によるときは、ＴｉおよびＮから成
る組成物に含まれる原子半径の大きな希土類元素によっ
て結晶格子に歪みが生じて、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ非平
衡化合物となって、従来のＴｉ−Ｎ系化合物膜に比し
て、硬度が増加すると共に、基板に対し優れた密着性を
有するので、該超硬質化合物膜が形成された基板は、そ
の摩擦摺動および耐摩耗性に優れる等の効果がある。
Ｎ系超硬質化合物膜によるときは、ＴｉおよびＮから成
る組成物に含まれる原子半径の大きな希土類元素によっ
て結晶格子に歪みが生じて、Ｔｉ−希土類元素−Ｎ非平
衡化合物となって、従来のＴｉ−Ｎ系化合物膜に比し
て、硬度が増加すると共に、基板に対し優れた密着性を
有するので、該超硬質化合物膜が形成された基板は、そ
の摩擦摺動および耐摩耗性に優れる等の効果がある。
【００５６】また、本発明のＴｉ−希土類元素−Ｎ系超
硬質化合物膜の形成方法によるときは、超硬質化合物を
構成するＴｉ、Ｎおよび希土類元素の一部をイオンビー
ムの形で基板上に照射し供給するようにしたので、基板
上に形成される化合物元素は高エネルギーに励起された
非平衡状態よりクェンチされ、基板上に非平衡化合物の
Ｔｉ−希土類元素−Ｎを合成出来、また、イオンビーム
によりＴｉ−希土類元素−Ｎ化合物膜と基板との界面部
分において、膜構成元素および基板構成元素との間で激
しいミキシングが生じ、このミキシングにより該化合物
膜と基板の界面部分では膜構成元素と基板構成元素が互
いに連続的に混ざり合い、両者を強固につなぐ界面ミキ
シング層が形成されるから、従来法に比して硬度が高
く、基板に対し密着性に優れた超硬質化合物膜を基板上
に極めて容易に形成する方法を提供出来る効果がある。
硬質化合物膜の形成方法によるときは、超硬質化合物を
構成するＴｉ、Ｎおよび希土類元素の一部をイオンビー
ムの形で基板上に照射し供給するようにしたので、基板
上に形成される化合物元素は高エネルギーに励起された
非平衡状態よりクェンチされ、基板上に非平衡化合物の
Ｔｉ−希土類元素−Ｎを合成出来、また、イオンビーム
によりＴｉ−希土類元素−Ｎ化合物膜と基板との界面部
分において、膜構成元素および基板構成元素との間で激
しいミキシングが生じ、このミキシングにより該化合物
膜と基板の界面部分では膜構成元素と基板構成元素が互
いに連続的に混ざり合い、両者を強固につなぐ界面ミキ
シング層が形成されるから、従来法に比して硬度が高
く、基板に対し密着性に優れた超硬質化合物膜を基板上
に極めて容易に形成する方法を提供出来る効果がある。
【図１】 Ｔｉ−Ｍ（Ｍは希土類元素および遷移金属元
素を表す）系のダーケン・ガリープロット図、
素を表す）系のダーケン・ガリープロット図、
【図２】 本発明のＴｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合
物膜の形成を実施するための装置の１例の概略説明図、
物膜の形成を実施するための装置の１例の概略説明図、
【図３】 本発明実施例および比較例で形成された膜の
原子比（Ｄｙ／Ｔｉ＋Ｄｙ）と格子定数との関係を示す
特性値図、
原子比（Ｄｙ／Ｔｉ＋Ｄｙ）と格子定数との関係を示す
特性値図、
【図４】 本発明実施例および比較例で形成された膜の
原子比（Ｄｙ／Ｔｉ＋Ｄｙ）とヴィッカース硬度の関係
を示す特性値図、
原子比（Ｄｙ／Ｔｉ＋Ｄｙ）とヴィッカース硬度の関係
を示す特性値図、
【図５】 本発明実施例および比較例で形成された膜試
料のピンオンディスク摩擦試験の試験時間と摩擦係数と
の関係を示す特性線図、
料のピンオンディスク摩擦試験の試験時間と摩擦係数と
の関係を示す特性線図、
【図６】 本発明実施例および比較例で形成された膜試
料のピンオンディスク摩擦試験時の同一時間経過後の摩
擦試験試料の摩擦・摩耗トラックの断面図であり、
（Ａ），（Ｂ）は本発明実施例、（Ｃ）は比較例、
料のピンオンディスク摩擦試験時の同一時間経過後の摩
擦試験試料の摩擦・摩耗トラックの断面図であり、
（Ａ），（Ｂ）は本発明実施例、（Ｃ）は比較例、
【図７】 本発明実施例で形成された膜と基板の模式図
であり、（Ａ）は膜形成後の模式図、（Ｂ）は膜に相手
材を押し付けて摩擦・摺動状態時の模式図
であり、（Ａ）は膜形成後の模式図、（Ｂ）は膜に相手
材を押し付けて摩擦・摺動状態時の模式図
【図８】 従来のＴｉ−Ｎ系化合物膜の形成を実施する
ための装置の概略説明図、
ための装置の概略説明図、
【図９】 従来法装置で形成された膜と基板の模式図で
あり、（Ａ）は膜形成後の模式図、（Ｂ）は膜に相手材
を押し付けて摩擦・摺動状態時の模式図。
あり、（Ａ）は膜形成後の模式図、（Ｂ）は膜に相手材
を押し付けて摩擦・摺動状態時の模式図。
１ 真空成膜室、 ４ 基板、６ 金
属蒸発源ハース、 ７ Ｔｉ金属蒸気（中性
ビーム）、８ イオン源およびイオン加速器、 ９ イ
オンビーム、１０ ガス導入ノズル、 １１
ガスビーム、１２ ガスビーム、 １
３ Ｔｉ金属、１５ Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系化合物
膜。
属蒸発源ハース、 ７ Ｔｉ金属蒸気（中性
ビーム）、８ イオン源およびイオン加速器、 ９ イ
オンビーム、１０ ガス導入ノズル、 １１
ガスビーム、１２ ガスビーム、 １
３ Ｔｉ金属、１５ Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系化合物
膜。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C04B 41/80 - 41/91 C23C 14/00 - 14/58
Claims (2)
- 【請求項１】 基板上に形成されたＴｉ−Ｎ系超硬質化
合物から成る薄膜において、前記硬質化合物の薄膜はＴ
ｉおよびＮから成る組成物中に希土類元素を０．５〜２
０原子％含有した化合物の薄膜であることを特徴とする
Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜。 - 【請求項２】 金属蒸発源からの蒸気金属およびイオン
ビーム源からの高速イオンビームを基板に照射して、該
基板上に超硬質化合物膜を形成させるイオンミキシング
法であって、超硬質化合物を構成するＴｉ、Ｎおよび希
土類元素のうち１種または複数の元素をイオンビームと
し、残りの元素を金属蒸気、或いはこれら元素を含むガ
スのビームを該基板に複合照射して超硬質化合物膜を形
成することを特徴とするＴｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質
化合物膜の形成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13399192A JP3205943B2 (ja) | 1992-05-26 | 1992-05-26 | Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜およびその形成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13399192A JP3205943B2 (ja) | 1992-05-26 | 1992-05-26 | Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜およびその形成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05330956A JPH05330956A (ja) | 1993-12-14 |
| JP3205943B2 true JP3205943B2 (ja) | 2001-09-04 |
Family
ID=15117835
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13399192A Expired - Lifetime JP3205943B2 (ja) | 1992-05-26 | 1992-05-26 | Ｔｉ−希土類元素−Ｎ系超硬質化合物膜およびその形成方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3205943B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7033682B1 (en) * | 2001-12-28 | 2006-04-25 | Ues, Inc. | Coating solutions for titanium and titanium alloy machining |
| CN1325212C (zh) * | 2002-01-31 | 2007-07-11 | 三菱麻铁里亚尔株式会社 | 表面包覆切削工具构件和在其上形成硬质包覆层的方法 |
| JP5438665B2 (ja) * | 2010-02-16 | 2014-03-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 硬質皮膜被覆部材、および、冶工具、並びに、ターゲット |
-
1992
- 1992-05-26 JP JP13399192A patent/JP3205943B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05330956A (ja) | 1993-12-14 |
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