JPH05330956A - 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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- JPH05330956A JPH05330956A JP13399192A JP13399192A JPH05330956A JP H05330956 A JPH05330956 A JP H05330956A JP 13399192 A JP13399192 A JP 13399192A JP 13399192 A JP13399192 A JP 13399192A JP H05330956 A JPH05330956 A JP H05330956A
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- C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
- 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
- C04B41/5068—Titanium nitride
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- 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
- C04B41/81—Coating or impregnation
- C04B41/85—Coating or impregnation with inorganic materials
- C04B41/87—Ceramics
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- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Inorganic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ヴィッカース硬度が3000以上で、基板に
対して密着性が優れ、化合物の薄膜が形成された材料の
摩擦・摺動および耐摩耗性を向上させたTi−希土類元
素−N系超硬質化合物膜と、その形成方法。 【構成】 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%含む化合物から成るTi−希土類
元素−N系超硬質化合物膜。超硬質化合物を構成するT
i、Nおよび希土類元素のうち1種または複数の元素を
含むガスのビームを基板に複合照射するイオンミキシン
グ法により基板上にTi−希土類元素−N系超硬質化合
物膜を形成する方法。
対して密着性が優れ、化合物の薄膜が形成された材料の
摩擦・摺動および耐摩耗性を向上させたTi−希土類元
素−N系超硬質化合物膜と、その形成方法。 【構成】 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%含む化合物から成るTi−希土類
元素−N系超硬質化合物膜。超硬質化合物を構成するT
i、Nおよび希土類元素のうち1種または複数の元素を
含むガスのビームを基板に複合照射するイオンミキシン
グ法により基板上にTi−希土類元素−N系超硬質化合
物膜を形成する方法。
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。
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 true JPH05330956A (ja) | 1993-12-14 |
JP3205943B2 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) |
Cited By (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 |
US7144639B2 (en) * | 2002-01-31 | 2006-12-05 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface-coated cutting tool member having hard coating layer and method for forming the hard coating layer on surface of cutting tool |
US20110197786A1 (en) * | 2010-02-16 | 2011-08-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) | Hard-coating-coated member, tool, and target |
-
1992
- 1992-05-26 JP JP13399192A patent/JP3205943B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
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 |
US7144639B2 (en) * | 2002-01-31 | 2006-12-05 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface-coated cutting tool member having hard coating layer and method for forming the hard coating layer on surface of cutting tool |
US20110197786A1 (en) * | 2010-02-16 | 2011-08-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) | Hard-coating-coated member, tool, and target |
US8475942B2 (en) * | 2010-02-16 | 2013-07-02 | Kobe Steel, Ltd. | Hard-coating-coated member, tool, and target |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP3205943B2 (ja) | 2001-09-04 |
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