[1]硬質皮膜
 本発明の第一の硬質皮膜被覆部材は、圧縮� ��力を有する厚さ5μm以上の硬質皮膜が被覆さ れた部材であって、前記硬質皮膜が組成式:(M e _1-a X _a ) _α (N _1-x-y C _x O _y )[ただし、Meは4a、5a、6a族からなる群から選� �れた少なくとも一種の元素であり、XはAl、Si 、B、Sからなる群から選ばれた少なくとも一� ��の元素であり、a,x,yはそれぞれX、C、Oの含� �量(原子比)を表し、αは(Me _1-a X _a )と(N _1-x-y C _x O _y )との比を表し、0.1≦a≦0.65,0≦x≦0.1,0≦y≦0.1 及び0.85≦α≦1.25を満たす。]で表される面心� ��方構造を有し、前記硬質皮膜のX線回折にお ける(111)面のピーク強度Ir、(200)面のピーク強 度Is及び(220)面のピーク強度Itが、2≦Is/Ir及び 0.2≦It/Ir≦1を満たし、(200)面の半価幅W(°)が� �W≦0.7であることを特徴とする。

(1)組成
 PVDで成膜される硬質皮膜は、残留圧縮応力� ��有しているため耐欠損性には優れるが耐摩� ��性に劣るという欠点を有する。5μm以上の厚 い膜厚を有する硬質皮膜であっても、4a、5a� �6a族からなる群から選ばれた少なくとも一種 の元素Me、及びAl、Si、B、Sからなる群から選� ��れた少なくとも一種の元素Xを含有する面心 立方晶の窒化物、炭窒化物又は酸炭窒化物で あることにより、高い硬度及び耐熱性を有す るとともに耐摩耗性に優れ、かつ残留圧縮応 力が低減され高い密着性が得られる。特に、 TiAlN、CrAlNをベースにCr、Zr、W、Nb、Si、B、S等 を含有させた硬質皮膜が好ましい。さらにC� �Oをそれぞれ10原子%以下の範囲で含有させる� ��とにより硬質皮膜の潤滑特性を高めること� ��できる。Alを含有しない場合は、TiSiN等のSi� ��含有する硬質皮膜が、高硬度及び高耐熱特� ��を有するため好ましい。

 このような優れた機能を有し、厚い膜厚� ��あっても高い密着性を有する硬質皮膜は、� ��質皮膜全体の残留圧縮応力値を最適な範囲� ��制御すること、及び厚膜中に含有する欠陥� ��存在状態を制御することによって被覆する� ��とができる。硬質皮膜の組成にもよるが、� ��厚が厚くなればなるほど残留圧縮応力は増� ��する傾向にある。従って硬質皮膜の膜厚は� ��30μm以下であるのが好ましい。

(2)結晶構造
 厚膜化された硬質皮膜の最適な残留圧縮応� ��は、図1に示すように硬質皮膜のX線回折に� �ける(220)面と(111)面のピーク強度比It/Irと相� �性がある。残留圧縮応力値を最適な範囲(1~6� �GPa)に制御するためには、ピーク強度比It/Ir� �0.2~1に制御すれば可能である。さらに、(200)� ��と(111)面のピーク強度比Is/Irを2以上に制御� �れば可能である。(111)面への配向が強くなる と硬質皮膜の残留圧縮応力が増大し密着性が 低下する。硬質皮膜のX線回折における最強� �ーク面は(200)面であるのが好ましい。

(a)結晶構造の制御
 本発明者らが鋭意研究を行った結果、成膜� ��のバイアス電圧、反応圧力及び成膜温度を� ��御することによって、硬質皮膜の結晶構造� ��前記の範囲に制御し、厚膜化された硬質皮� ��の最適な残留圧縮応力を得ることができる� ��とが分かった。成膜時のバイアス電圧値が� ��きくなればなるほど残留圧縮応力が増大す� ��傾向にある。2μm/時間以下の比較的遅い成� �速度で、皮膜の結晶成長させることが重要� �ある。このとき、最適化された残留圧縮応� �値の範囲は0.5~6 GPaであり、より好ましくは1 ~5 GPaである。残留圧縮応力値が0.5未満であ� �と耐摩耗性は確保できるものの耐欠損性が� �十分であり、6を超えて大きいと密着性が劣� ��。

(i)バイアス電圧
 バイアス電圧を20~100 Vに制御することによ� ��、ピーク強度比Is/Irを2以上に制御できる。� ��イアス電圧が100 V以下の範囲で低くなれば� ��るほどIs/Irは大きくなるが、20Vよりも低い� �圧で成膜された硬質皮膜は、残留圧縮応力� �低減され密着性は高まるものの硬度が低下� �耐摩耗性が劣化する。面心立方構造を有す� �硬質皮膜においては、(111)面に配向するより も(200)面に強く配向した方が、せん断方向か� ��の力に対する耐久度が格段に優れる。

 成膜時のバイアス電圧の印加方法を制御� ��ることにより、ピーク強度比It/Irを制御す� �ことができる。一般には直流(DC)電圧を印加� ��るが、さらにパルス化して印加し制御する� ��とが必要である。パルス化したバイアス電� ��を印加することにより、成膜時にプラズマ� ��でイオン化された硬質皮膜構成元素が被処� ��物に到達する際の運動エネルギーを調整す� ��ことが可能となる。以下、TiAlN皮膜を取り� �げて説明する。TiAlNを被覆する場合、TiAl合� �のターゲットと反応ガスとして窒素を使用� �るのが一般的である。例えばアークイオン� �レーティング法を用いてTiAlNを成膜する場合 、アーク放電によって発生したプラズマ中で Ti、Al及びNが正にイオン化され、それらがバ� ��アス電圧によって被処理物に到達する。印� ��するバイアス電圧が直流で、かつ100Vを越え るような高電位である場合、発生したイオン が被処理物に到達する際の運動エネルギーが 高いため、比較的軽い金属元素であるAlが被� ��理物に衝突した際に弾き飛ばされる、いわ� ��る逆スパッタリング現象が発生しやすくな� ��。その結果、結晶格子内に多くの歪が発生� ��組織が微細化する。このため硬質皮膜は高� ��度化するが、残留圧縮応力が著しく大きく� ��り密着性が低下する。このような条件で成� ��すると、得られる結晶は(111)面に強く配向� �る。

 100 V以下の直流バイアス電圧を印加した� ��合、上記のようなAlの逆スパッタリング現� �は少なくなり、硬質皮膜中の結晶格子内の� �も少なくなるため、硬質皮膜の組織は柱状� �する傾向にある。硬度は若干低下するが、� �留圧縮応力を比較的低く保たれるため、密� �性が高まる。このとき、最も強く出現する� �ーク位置は(200)面となるが、比較的強い(111)� ��の結晶成長も確認される。印加する直流の� ��イアス電圧値が低いほど(111)面に出現する� �ーク強度は低くなり、低圧縮応力の硬質皮� �が得られるが、硬質皮膜の粒界欠陥が増大� �るため、耐衝撃特性(耐欠損性)が劣化する。 低圧縮応力かつ耐欠損性を損なわない硬質皮 膜を得るためには、20~100 Vのバイアス電圧値 が好適である。

(ii)バイアス電圧のパルス化
 しかしながら、20~100 Vにバイアス電圧値を� ��定しても、(111)面へのピークは比較的大き� �出現する。特に、5μm以上の膜厚を有する硬� ��皮膜を得る場合、バイアス電圧値の制御だ� ��では(111)面への配向を十分に抑制すること� �できない。(111)面への結晶成長を抑制し残留 応力値を制御するためには、バイアス電圧を パルス化して印加するのが好ましい。バイア ス電圧をパルス化することにより、(111)面、( 200)面のほかに、(220)面のピーク強度が変化す る。40 Vの直流バイアス電圧を印加して厚膜� ��皮膜を成膜した場合、(220)面のピーク強度It 、(111)面のピーク強度Irの比は0.05≦It/Ir≦0.1� �あった。これに対して、40 Vのバイアス電圧 をパルス化して印加すると、0.2≦It/Ir≦1.0と� ��り、(111)面のピーク強度が相対的にさらに� �下した。このときの硬質皮膜の残留応力値� �、1~5 GPaの範囲であった。

 パルス化したバイアス電圧を印加した場� ��、被処理物に到達する際のイオンの運動エ� ��ルギーを低く制御することが可能となる。� ��れにより、硬質皮膜内部の結晶格子欠陥が� ��減され、結晶は柱状化しやすい状態になる� ��柱状に成長した結晶粒を含む硬質皮膜は、� ��界欠陥が少なくなるため、より結晶性が高� ��る。その結果、機械的特性の衝撃に対する� ��度、すなわち耐欠損性が高まる。さらにイ� ��ンが被処理物に到達した際に、凝固するま� ��の間に最適な成長位置まで運動することが� ��能となるため欠陥が低減する。

 5μm以上の膜厚を有する硬質皮膜の残留圧 縮応力値を制御するために、印加するバイア ス電圧をパルス化した場合、パルス振動数の 制御が特に重要である。本発明者らが鋭意研 究を行った結果、パルス振動数が5~35 kHzのと きに、(220)面と(111)面のピーク強度比が0.2≦It /Ir≦1となり、硬質皮膜の残留圧縮応力値を1~ 5 GPaの最適な範囲に制御できることを見いだ した。パルス振動数が5 kHzより低くなるとIt/ Irは1を越え、柱状組織を有し低圧縮応力の硬 質皮膜が得られるが、柱状結晶粒界間の密着 強度が低く耐欠損性が高まらない。パルス振 動数が35 kHzを越えると、イオンが被処理物� �到達する際の運動エネルギーが低減できな� �ためIt/Irは0.2を下回る。その結果、ピーク強 度比Is/Irは2以上であっても、(111)面の結晶成� ��が抑制されず、残留圧縮応力が5 GPaを越え� ��着性が著しく低下する。

(iii)直流バイアスとパルス化バイアスの組み� ��わせ
 さらに安定した硬質皮膜の被覆を行うため� ��は、まず直流のバイアス電圧を印加して初� ��を形成し、その後連続してパルス化したバ� ��アス電圧を印加するのが好ましい。成膜初� ��においてパルス化したバイアス電圧を印加� ��ると、基体表面に到達するイオンの運動エ� ��ルギーが非常に低いため、硬質皮膜と基体� ��面に欠陥が発生しやすくなる。従って、成� ��初期は直流のバイアス電圧を印加して緻密� ��硬質皮膜を形成させ、その後バイアス電圧� ��パルス化して印加するのが好ましい。この� ��き直流のバイアス電圧を印加させて初期に� ��成される硬質皮膜は、全膜厚の70%以内に制� ��するのが好ましい。70%を越えると、厚膜化� ��るほど残留圧縮応力が増大し、密着性を劣� ��させる。直流バイアス印加部とパルス化バ� ��アス印加部は、硬質皮膜断面を光学顕微鏡� ��は透過電子顕微鏡(TEM)で観察し識別するこ� �ができる。印加するパルス振動数は、パル� �一周期内の負と正の幅の比を1に制御するの� ��好ましいが、使用する設備に応じて、適宜� ��定し最適化するのが好ましい。

 前述のように直流バイアス印加とパルス� ��バイアス印加を組み合わせて成膜を行った� ��合でも、得られた硬質皮膜のX線回折におけ る(200)面と(111)面のピーク強度比を2以上、(220 )面と(111)面のピーク強度比を0.2~1、及び(200)� �の半価幅を0.7°以下に制御する。直流バイア ス電圧印加で得られる硬質皮膜とパルス化バ イアス電圧を印加した硬質皮膜との界面は、 格子縞が連続しているため界面の密着強度は 優れている。

(b)結晶性の制御
 硬質皮膜の機械的強度を高めるためには結� ��性を高める必要がある。本発明者らは、さ� ��に硬質皮膜のX線回折において最も高いピー ク強度が得られる(200)面の半価幅Wを0.7°以下� ��制御すれば、耐欠損性が極めて優れる硬質� ��膜被覆部材が得られることを発見した。こ� ��で、半価幅Wが小さいほど結晶性が高いこと を意味する。

 半価幅Wを0.7°以下にするためには、成膜� ��度は550℃以上に制御するのが好ましい。成� ��温度を高くすることにより、欠陥が低減し� ��その結果硬質皮膜の結晶性が高まる。つま� ��、バイアス電圧による制御だけでなく、成� ��温度を制御することによっても厚膜化に伴� ��残留圧縮応力の増大を抑制することができ� ��。成膜温度が550℃を下回ると、硬質皮膜の� ��織は微細化し残留圧縮応力が増大し密着性� ��著しく劣化する。

(c)ガス組成
 成膜時のバイアス電圧のみだけではなく、� ��御する膜厚、反応圧力、成膜温度等によっ� ��も、残留圧縮応力を制御することができる� ��例えば、硬質皮膜の組成にも影響を受ける� ��、膜厚が厚くなればなるほど、残留圧縮応� ��が増大する傾向にある。本発明者らが鋭意� ��究を行った結果、厚い膜厚を有する硬質皮� ��の残留圧縮応力は、硬質皮膜を形成する金� ��元素とガス元素との含有比率と相関性があ� ��ことを見いだした。例えば、成膜時間のみ� ��変化させて形成した異なる膜厚のCrAlN皮膜� �垂直断面又は傾斜断面の組成分析を行い、� �属元素の原子%合計Jとガス元素の原子%合計H� ��の比J/Hを算出した。測定はEPMA(Electron Probe  Micro Analyzer:例えば日本電子製JXA8500F)分析装� �を用いて、加速電圧10kV、照射電流1.0μA及び� ��ローブ径10μm程度に設定し、硬質皮膜部を� �体の影響を受けない位置から行った。一方� �、硬質皮膜の残留圧縮応力を後述の曲率測� �法を用いて測定し、J/Hとの相関性を調べた� �結果を図2に示す。残留圧縮応力が大きくな� ��とJ/Hが小さくなる傾向があることが分かる� ��本発明者らは、CrAlNの他に数種類の硬質皮� �についても同様に相関性を調べた結果、絶� �値は異なるものの同様の傾向が得られるこ� �が分かった。つまり最適な残留圧縮応力の� �囲は、硬質皮膜を構成する金属元素とガス� �素の比を制御することによって得られる。

 (Me _1-a X _a )とガス元素成分(N _1-x-y C _x O _y )との比αは、0.85≦α≦1.25である。αが0.85未� �になると、結晶格子中において(Me _1-a X _a )元素同士が結合する確率が増えるため、結� �格子歪が著しく大きくなり、結晶の格子縞� �連続性が失われる。また図3に示すように超� ��合金の基体4上に被覆した硬質皮膜3の断面� �織が微細化し粒界欠陥が増大し、その結果� �残留圧縮応力が増大し密着性が著しく劣化� �る。例えば、切削工具用の硬質皮膜におい� �は、この欠陥が硬質皮膜の密度低下や被加� �物を構成する元素の硬質皮膜内部への内向� �散を招き、硬質皮膜の機械的特性、すなわ� �硬度や耐欠損性を低下させる。従って、硬� �皮膜の結晶格子における欠陥を著しく低減� �せるためには、αが0.85以上になるよう制御� �なければならない。またαが1.25を越えると� �質皮膜の結晶組織形態は、柱状組織を有す� �ものの、結晶と結晶の間の粒界部において� �硬質皮膜被覆処理を行う装置内部に残留す� �不純物が取り込まれやすくなる。その結果� �結晶粒間の接合強度が著しく劣化し、外部� �らの衝撃によって、容易に硬質皮膜が破壊� �れる。αを最適範囲に制御した硬質皮膜の残 留圧縮応力は、後述の測定方法を用いると0.5 ~6 GPaである。すなわち、産業的にはαの値を 求めて管理することが可能であり、αの値を� ��0.85≦α≦1.25の範囲に調節することにより、 硬質皮膜の残留圧縮応力を0.5~6 GPaの範囲に� �御することができる。

(i)窒素反応圧力
 αを0.85≦α≦1.25の範囲に制御するためには� ��成膜時の反応圧力を制御することが重要で� ��る。窒化物を得る場合は、窒素反応圧力を3 ~11 Paの間に制御することが好ましい。前記� �範囲に窒素反応圧力を高くすることにより� �基体に到達する際のイオンの入射エネルギ� �が低くなり、硬質皮膜の堆積(成膜)速度が低 下する。成膜速度を低くすることで、結晶中 に含まれる格子欠陥が減少し、欠陥の極めて 少ない柱状晶が形成される。格子欠陥が多く 存在する場合、結晶の成長が分断され粒界が 発生しやすくなる。歪は、この粒界に多く存 在し、残留圧縮応力を増大させる。粒界が多 く発生すると、その部分に歪が集中するため 、粒界間の接合強度が低くなり、硬質皮膜の 断面組織が微細化し、その結果外部から強い 衝撃を受けたときに、その粒界部分から破壊 しやすくなる。

 歪を低減させることにより、面心立方構� ��の硬質皮膜の場合、その組成にも依存する� ��、(111)面や(200)面へ強く配向して結晶成長す るため、結晶成長過程における歪による結晶 の分断を減少させることができる。つまり、 高い密着性を有し、欠損性を高めるためには 、機械的強度に優れた巨大な柱状結晶を硬質 皮膜中に含ませることで可能となると考えら れる。つまり、5μmを越える厚膜を実現させ� �ためには、結晶成長過程において結晶粒界� �発生を抑制させることが重要である。歪に� �る結晶成長の分断を抑制すること、つまり� �晶粒界の低減によって残留圧縮応力は低下� �、高い密度を有する硬質皮膜を実現できる� �このようにして硬質皮膜の機械的強度を格� �に高めることが可能となり、例えば欠損強� �が高く、高硬度かつ高靭性の硬質皮膜を実� �することができる。

 窒素反応圧力が3 Pa未満では、基体に入� �するイオンの運動エネルギーが抑制できず� �それが歪となって現れ、残留圧縮応力が抑� �できなくなる。このとき、αは0.85未満とな� �、切削工具の場合は刃先近傍で皮膜の自己� �壊が発生する。11 Paを越えて成膜を行うと� �プラズマ密度が著しく低下する。このとき� �αは1.25を越え、入射するイオンの運動エネ� �ギーが低下し、硬質皮膜は柱状結晶組織を� �するものの、結晶間、つまり粒界に不純物� �取り込み易くなり、硬質皮膜の機械的特性� �劣化させる。

(ii)C及びOの含有量
 硬質皮膜中にC(炭素)及び/又はO(酸素)を含有 させることにより、硬質皮膜の潤滑特性がさ らに向上する。C及び/又はOを硬質皮膜に含有 させるには、炭化水素系ガスや酸素を含有す るガスを使用してもよいし、C及び/又はOを含 有する固体蒸発源を用いてもよい。硬質皮膜 に含有する最適量は、C(炭素)が0~10原子%及びO (酸素)が0~10原子%である。このような組成に� �御することにより、極めて優れた厚い膜厚� �有する硬質皮膜被覆部材を実現することが� �きる。ここで、x及び/又はyが10原子%を越え� �と硬質皮膜の結晶組織が微細化し、結晶粒� �にける欠陥が増大してしまう。そのため、� �質皮膜の潤滑特性が大きく改善されても、� �損性などの機械的特性が著しく劣化する。C� ��び/又はOを含むガスを導入して成膜を行う� �合も、主体となるNとあわせた全圧が3~11 Pa� �間に制御されなければならない。C及び/又は Oを硬質皮膜中に含ませる方法として、それ� �れの元素を含むターゲットを使用する場合� �、蒸発させる際のエネルギーを大きくしす� �て硬質皮膜中にC及び/又はOが多く取り込ま� �すぎないように、適宜条件の最適化が必要� �ある。最適な成膜条件は、使用するターゲ� �トや成膜装置に依存するため、膜の密着性� �を考慮して、実験により最適値を求め、調� �することが必要である。

(iii)ガス組成比の測定方法
 αの値は、EPMA(Electron Probe Micro Analyzer:例え ば日本電子製JXA8500F)分析装置を用いて、加速 電圧10kV、照射電流1.0μA及びプローブ径10μm程 度に設定し、垂直断面又は傾斜断面の組成を 、基体の影響を受けない位置から測定するこ とによって求めることができる。硬質皮膜表 面から測定する場合は、プローブ径を50μm程� ��に設定すればよい。

(d)面粗度
 面粗度Raが0.2μm以上である基体表面に硬質� �膜を被覆する場合、得られる硬質皮膜のX線� ��折における(220)面のピーク強度Itと(111)面の� ��ーク強度Irの比It/Irが0.6≦It/Ir≦1の範囲に制 御するのが好ましい。例えば、焼結肌等の比 較的面粗度の粗い表面を有する切削工具等へ 硬質皮膜を被覆する場合、硬質皮膜のIt/Irが0 .6未満であると残留応力が大きくなり高い密� ��性が得られなくなる。また、It/Irが1を超え� ��大きいと密着性が低下する。X線回折におけ るIt/Irをこの範囲に制御するためには、印加� ��るパルス化バイアス電圧のパルス振動数を1 0~20 kHzに制御すればよい。例えば、超硬合金 製工具の焼結肌面は、面粗度Raが0.2μm以上で� ��り、その表面にはCo(コバルト)が多く存在す る。そのような表面に硬質皮膜を被覆する場 合においても、イオンが被処理物に到達する 際の運動エネルギーを制御することにより、 高い密着性を有する硬質皮膜被覆工具が実現 できる。

(7)金属のイオン半径
 優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する硬質� ��膜を得るために、イオン半径が0.041~0.1 nmの 4a、5a、6a族のMe元素及びイオン半径が0.002~0.04  nmと小さいAl、Si、B、S等のX元素が含有した� ��化物、炭窒化物、酸炭窒化物等を被覆する� ��が好ましい。

(e)六方晶
 硬質皮膜は、機械的強度の優れる面心立方� ��造の結晶形態になるように制御することが� ��ましいが、潤滑性を有する機能膜として六� ��晶の硬質皮膜を、面心立方晶の硬質皮膜と� ��み合わせて最外層や中間層として形成して� ��良い。また硬質皮膜中に面心立方晶や六方� ��が混在する形態をとることにより、優れた� ��滑特性や耐摩耗性を付与することができる� ��さらに、硬質皮膜中に微細な結晶粒や非晶� ��粒を含有させ、より硬度を高めて、優れた� ��摩耗性を実現することもできる。面心立方� ��と六方晶が混在する形態とは、例えば、TiAl NやCrAlNの場合、Alが原子%で60%を越えたときに 出現するZnS構造を含むことを言う。さらに、 硬質皮膜中に微細な結晶粒や非晶質粒を含有 させ、より硬度を高めて優れた耐摩耗性を実 現することもできる。

(3)ドロップレット及び化合物結晶粒
 本発明の硬質皮膜被覆部材は、圧縮応力を� ��する厚さ5μm以上の硬質皮膜が被覆された部 材であって、前記硬質皮膜が組成式:(Me _1-a X _a ) _α (N _1-x-y C _x O _y )[ただし、Meは4a、5a、6a族からなる群から選� �れた少なくとも一種の元素であり、XはAl、Si 、B、Sからなる群から選ばれた少なくとも一� ��の元素であり、a,x,yはそれぞれX、C、Oの含� �量(原子比)を表し、αは(Me _1-a X _a )と(N _1-x-y C _x O _y )との比を表し、0.1≦a≦0.65,0≦x≦0.1,0≦y≦0.1 及び0.85≦α≦1.25を満たす。]で表される化合� ��からなり、前記硬質皮膜中に存在する(Me _1-a X _a )を主成分とするドロップレットを起点に結� �成長した化合物の結晶粒が、前記硬質皮膜� �面に対し突き出ており、前記化合物結晶粒� �長さLと前記膜厚Tとの比L/Tが、0.1≦L/T≦1.2を 満たすことを特徴とする。化合物結晶粒が硬 質皮膜表面から突き出ない場合、つまり化合 物結晶粒の先端が硬質皮膜の表面と同じ高さ にある場合、その先端部で化合物結晶粒と周 辺の硬質皮膜との間に隙間が生じるため、機 械的強度が高まらない。前記膜厚Tは厚いほ� �耐摩耗性の点で好ましいが、硬質皮膜はさ� �に厚くすると圧縮応力が高くなりすぎるの� �、30μm以下であるのが好ましい。

(a)ドロップレットの制御
 本発明で重要なドロップレットの制御と、� ��の積極的活用について述べる。以下に述べ� ��ドロップレットの活用は、全く新規なもの� ��ある。本発明では、硬質皮膜に含有される� ��ロップレットを起点に結晶成長した化合物� ��結晶粒が、硬質皮膜表面に対し突き出てお� ��、前記化合物結晶粒の長さLと前記膜厚Tと� �比L/Tが、0.1≦L/T≦1.2を満たす範囲に制御す� �ことによって実現できる。L/Tが1.2よりも大� �くなると硬質の結晶粒が硬質皮膜表面より� �めて大きく突き出て、それが「ヤスリ」と� �き、被削材との凝着(溶着)性が著しく劣化す る。0.1よりも小さいとドロップレットを起点 とした化合物の結晶粒が成長せず、硬質皮膜 内部に欠陥として残留し、耐欠損性等の機械 的特性を著しく劣化させる。図4に示すよう� �、ドロップレット1が硬質皮膜3中に取り込ま れたときの存在形態は、大きく4種類存在す� �と考えられる。本発明においては、状態Bに� ��す結晶粒2が存在するように制御することが 重要である。硬質皮膜表面5に対し突き出な� �場合、つまり状態Dに示すように化合物結晶� ��2の先端が硬質皮膜の表面と同じ高さにある 場合、化合物結晶粒2の先端周辺は周辺の硬� �皮膜と隙間6を持つようになるため機械的強� ��が低下する。

 5μm以上の膜厚で硬質皮膜に含有されるド ロップレットを起点に結晶成長した化合物の 結晶粒を0.1≦L/T≦1.2を満たす範囲に制御する ためには、成膜時の基体温度を550~750℃に設� �し、成膜時の反応圧力を3~11 Paに制御するこ とが重要である。

(i)温度制御
 PVD法による成膜温度を一般的な400~500℃より も高くすることで、硬質皮膜中への不可避不 純物混入による歪の発生が抑制される。ドロ ップレットは、成膜時に発生する固体蒸発源 組成の溶融金属が基体に付着したものであり 、ガス元素とほとんど反応せずに取り込まれ る。球状や液滴状のものが代表的である。成 膜途中で基体又は硬質皮膜表面に付着したド ロップレット1は化合物として結晶成長をし� �ものではないため、図4の状態Aに示すように 硬質皮膜表面5に付着したドロップレット1は� ��易に脱落する。そして、図5に示すように硬 質皮膜3にドロップレット脱落部10が発生し、 外部からの衝撃を受けたときに破壊の起点と なる。またドロップレットが脱落せずに硬質 皮膜3中に取り込まれた場合、ドロップレッ� �の周囲では窒化物等の化合物結晶の成長に� �して阻害が起こり、図6に示すようにドロッ� ��レット周囲に隙間6ができてしまう。その隙 間6に不純物が取り込まれ欠陥となるため、� �質皮膜の機械的特性が著しく劣化する。硬� �皮膜を厚膜化すると硬質皮膜中に含まれる� �ロップレット量も多くなり、膜内の欠陥も� �大する。従って、特に厚膜化したときに、� �陥を減らし硬質皮膜の機械的強度を劣化さ� �ないためには、ドロップレット表面に硬質� �膜組成の化合物結晶が成長しやすい成膜条� �に制御することが重要である。

 550℃以上の温度で成膜することにより、� ��合物結晶のもととなるイオンがドロップレ� ��ト表面に到達した後、凝固して結晶成長の� ��を形成するまでの運動エネルギーを高め、� ��ロップレットと化合物界面の格子縞に連続� ��を持たせることができる。つまり化合物結� ��粒の核形成前の原子がドロップレット表面� ��動くことで、ドロップレットとヘテロエピ� ��キシャルの状態を形成して強固に凝固し、� ��れ起点として化合物結晶粒が成長しやすく� ��る。さらに、550℃以上で成膜することによ� ��、核形成した後に成長する結晶粒の歪を緩� ��させる効果が得られ、残留圧縮応力が過度� ��増大することを防止できる。550℃未満で成� ��した場合はL/Tが0.1未満となり、ドロップレ� ��トを起点とした化合物結晶成長は起こりに� ��くなる。つまり核を形成するために必要な� ��動エネルギーが得られないため、ドロップ� ��ットと硬質皮膜結晶の間のヘテロエピタキ� ��ャルが形成されにくくなる。その結果、ド� ��ップレットとその周囲の化合物結晶とが分� ��された形態となり、機械的強度が高まらな� ��。

 成膜温度が750℃を越えるとドロップレッ� ��を起点とした化合物結晶の成長は促進され� ��ものの、その成長は硬質皮膜内部で放射上� ��起こるため、周囲の結晶粒が膜厚方向に向� ��って成長する際に干渉しあって歪が発生す� ��。また、化合物結晶粒が放射状に成長する� ��L/Tが1.2を越えやすくなる。さらに、ドロッ� ��レット表面で成長する化合物結晶は、周囲� ��化合物結晶よりも成長速度が遅いため、化� ��物結晶粒成長の起点となるドロップレット� ��根元部分に歪が生じ隙間ができ易くなる。� ��のため、外部からの衝撃に対する機械的強� ��が劣化する。ドロップレット上に成長した� ��合物結晶粒は、周囲の化合物結晶粒とほぼ� ��程度の硬さであるため、硬質な突起物とし� ��硬質皮膜表面に存在する。その突起物は皮� ��表面からの突起量が大きく、ヤスリのよう� ��働くので、この突起物を含む硬質皮膜を被� ��した工具は、被加工物と接触した際に機械� ��な凝着を発生しやすくなる。その結果、極� ��て潤滑特性の優れる硬質皮膜を、切削工具� ��に適用しても、その有効性が十分に発揮さ� ��ない。

(ii)圧力制御
 成膜時の窒素反応圧力を3~11 Paに制御する� �とで、成長した結晶粒と周囲の結晶粒の間� �発生する粒界欠陥が抑制でき、硬質皮膜の� �留圧縮応力増大が抑制できる。このような� �膜条件により、ドロップレット表面上に形� �される結晶粒の成長速度を低下させ、密度� �高い結晶を得ることができる。3 Pa未満の反 応圧力下では、ドロップレット表面に成長し た化合物結晶が歪を多く含みながらさらに成 長するため、残留圧縮応力を抑制できない。 11 Paを越えると、ドロップレットを起点とし た化合物結晶粒は得られるが、周囲の硬質皮 膜結晶粒の硬度等の機械的特性が劣化する。 ドロップレットを起点とした結晶粒は、電界 放出型透過型電子顕微鏡(例えば、日本電子� �JEM-2010F型、加速電圧20kV、以下、TEMという。) や、汎用の走査型電子顕微鏡で確認できる。

(4)残留応力の測定方法
 本発明の厚い膜厚の硬質皮膜被覆部材を実� ��するためには、上記で述べたように、硬質� ��膜中に残留する圧縮応力値を制御しなけれ� ��ならない。一般的に硬質皮膜の残留圧縮応� ��は、X線残留応力測定法による並傾法を用い 、式(1)の残留圧縮応力σの符号を求めること� ��よりある程度の判別は可能である。
σ=-(1/2){E/(1+ν)}cotθ ₀ {d(2θ)/dsin(2ψ) }・・・(1)
ここで、Eは弾性定数(ヤング率)、νはポアソ� ��比、θ ₀ は無歪みの格子面からの標準ブラッグ回折角 、ψは回折格子面法線と試料面法線との傾き� ��θは測定試料の角度がψの時のブラッグ回折 角である。

 式(1)において、残留応力σの符合が正又は� �のいずれであるかを決定するには2θ-sin2ψ線� ��の勾配のみが必要となり、残留応力σの符� �が正の時が残留引張り応力であり、負の時� �残留圧縮応力が働いていると判別される。� �かしながら、この測定法には、弾性定数(ヤ� ��グ率)Eやポアソン比ν、cotθ ₀ (常に正)の正確な値が分からない場合は、残� ��応力値を算出することが不可能であるとい� ��問題点を有する。例えば、PVD硬質皮膜の密� ��性の優劣に大きな影響を及ぼす残留圧縮応� ��は、上記の並傾法を用い、既知のTiN(JCPDSフ� ��イル番号38-1420)等で得られるピークに対し� �の相対比較を行い算出される。しかしなが� �、上述のように、弾性定数(ヤング率)Eやポ� �ソン比ν、cotθ ₀ (常に正)の正確な値が分からないような複雑� ��組成や多層構造等、様々な要素が加わった� ��合、硬質皮膜全体の残留応力を算出するこ� ��は不可能である。例えばTiAlNのように広く� �用されるようになった硬質皮膜でさえも、Ti 、Al、Nの含有量構成が異なる場合や、多層構 造を有する場合は、硬質皮膜全体の残留応力 値を求めることができない。

 すなわち、従来は上述したX線回折の並傾 法による硬質皮膜の残留応力測定法しか知ら れておらず、TiN、TiC、TiCN、ZrN、CrN、AlN等の� �一層で、かつ一般的な組成の硬質皮膜の残� �応力しか測定できなかった。またTiAlNなどの 硬質皮膜については、TiNを基準とした相対的 な比較での測定しか行えなかった。さらにTiN 、TiC、TiCN、ZrN、CrN、AlN、TiAlN等が多層に被覆 された場合、それぞれの層の残留応力測定は 可能であるが、硬質皮膜全体の残留応力を測 定することは出来なかった。

 本願においては、次のようにして硬質皮� ��全体の残留圧縮応力を、従来よりも正確に� ��めて定義した。この方法により得られる硬� ��皮膜全体の残留圧縮応力を、曲率測定法に� ��る残留圧縮応力という。以下に、その測定� ��法について説明する。

 ヤング率とポアッソン比が既知となってい� ��基体を所定の形状に加工した試験片を用い� ��その表面に被覆を行うと、硬質皮膜中に発� ��する残留圧縮応力により、被覆された試験� ��がたわみ変形する。そのたわみ変形量を求� ��、下式(2)からPVD硬質皮膜全体の圧縮応力値� ��算出した。
残留圧縮応力σ=Es・D ² ・δ/3・l ² ・(1-νs)・d ・・・(2)
ここで、Es:試験片に使用した基体のヤング率 (GPa)、
D:試験片の厚み(mm)、
δ:被覆前後で生じる試験片のたわみ量(μm)、
l:被覆によってたわみが生じた試験片の長さ� ��向端面から、最大たわみ部までの長さ(mm)、
νs:試験片に使用した基体のポアッソン比、� �び
d:試験片表面に被覆した硬質皮膜の膜厚(μm)� �ある。
 使用する試験片材料種については、ヤング� ��及びポアッソン比が測定された超硬材料を� ��め、サーメット材、高速度工具鋼等を使用� ��ても測定は可能であるが、なかでも超硬材� ��が測定によって得られる数値のばらつきが� ��なく適している。試験片の形状は短冊形が� ��ましい。例えば8mm幅、25mm長さ、0.5~1.5mm厚さ の形状の試験片を使用すると、測定によって 得られる数値のばらつきが少なく、応力値の 差をより確認しやすい。さらに、所定の形状 に作製した試験片の上下面に対して、平行度 ±0.1mmになるよう鏡面研磨を施した後、600~1000 ℃の真空中で熱処理を行い、材料の特に表面 部分の歪を除去させるのが好ましい。この歪 をある程度除去しなければ、得られる残留圧 縮応力の値にばらつきが生ずる。試験片の鏡 面加工された一面のたわみ変形量を被覆前に 測定した後、その面に被覆を行い、被覆後の 被覆試験片のたわみ量を測定する。被覆前後 のたわみ量、被覆によってたわみが生じた試 験片の長尺方向端面から最大たわみ部までの 長さ、及び被覆した硬質皮膜の膜厚を測定し 、(2)式を用いて残留圧縮応力の値を算出する 。硬質皮膜の組成や成膜条件が変化しても、 また硬質皮膜が多層構造を有していても、本 測定方法により残留圧縮応力の値を算出する ことが可能である。

 上記測定法において、JIS規格中のK種、M� �、P種、又は超微粒系の超硬合金、TiCもしく� ��TiCN系のサーメット材料からなる試験片を作 製し、その試験片上に硬質皮膜を被覆させ、 残留圧縮応力を測定したところ、使用する試 験片材種に依存して、残留圧縮応力が大きく 変動することはなかった。前述したように、 従来は単一層で、かつ一般的な組成の硬質皮 膜の残留圧縮応力しか測定できず、TiAlNなど� ��硬質皮膜もTiNを基準とした相対的な比較で� ��測定しか行えず、TiN、TiC、TiCN、ZrN、CrN、AlN 、TiAlN等が多層に被覆された場合には、硬質� ��膜全体の残留圧縮応力を測定することが不� ��能であった。しかしながら、本願の曲率測� ��法を適用することにより、複雑な組成系の� ��質皮膜はもとより、多層膜全体の残留圧縮� ��力を直接測定することが可能となり、その� ��果、部材に対する密着性の高低を予測し、� ��着性の改良された硬質皮膜の設計が可能と� ��る。本願の曲率測定法を適用することによ� ��、単層膜は当然のこと、組成の異なる硬質� ��膜、同一元素系の組成の異なる硬質皮膜、� ��元素系の硬質皮膜、多元素系の多層硬質皮� ��のみならず、酸化物硬質皮膜、非晶質カー� ��ン系硬質皮膜、ダイヤモンド系硬質皮膜等� ��残留圧縮応力を測定することが可能となる� ��

(5)その他の構造
(a)柱状結晶組織
 硬質皮膜被覆部材における硬質皮膜の結晶� ��織は、柱状結晶組織であることが好ましい� ��柱状結晶組織における柱状結晶粒をTEMで観� ��したときに、柱状結晶構造の結晶粒は、組� ��変調を有する多層構造であるのが好ましい� ��ここで、本願において定義される組成変調� ��、硬質皮膜を構成する元素の組成が、膜厚� ��向に変化することを意味する。例えば、TiAl Nを用いた場合、Ti(チタン原子量約48)よりも� �い元素であるAl(アルミニウム原子量約27)やN( 窒素原子量約14)の含有量が、硬質皮膜の膜厚 方向において均一に含まれるのではなく、膜 厚方向においてほぼ周期的に変化(増減)して� ��まれていることを意味する。

(b)多層構造
 結晶粒内に多層構造を含有させるためには� ��パルス化させたバイアス電圧を印加させる� ��が好ましく、例えば、直流バイアス電圧を2 0~200 Vに設定し、パルス振動数を5~35 kHzに制� ��すると、硬質皮膜に含有させる元素種に左� ��されること無く、組成変調を有する硬質皮� ��を得ることができる。より好ましくは、直� ��バイアス電圧を40~100V、パルス振動数を10~35k Hzである。これらの製造条件で、5μm以上の厚 膜化された耐欠損性及び耐摩耗性に優れ、残 留圧縮応力が低く、格段に密着性に優れた硬 質皮膜が得られる。

 パルス化したバイアス電圧を用いること� ��より、基体に入射するイオンエネルギーに� ��低差が発生する。つまり、低イオン入射エ� ��ルギー時に軟らかい層が形成され、高イオ� ��入射エネルギー時に硬い層が形成され、そ� ��結果多層構造を有する硬質皮膜となる。例� ��ば、直流バイアス電圧を100 V、パルス振動� ��を10 kHz及びポジティブバイアス(正の電圧)� ��0 Vと設定した場合、0~100 Vで印加されたと� ��に形成される軟らかい層と、100 Vで印加さ� ��たときに形成される硬い層とが交互に積層� ��れた多層構造が実現できる。TiAlN皮膜を例� �挙げると、イオンの入射エネルギーが低い� �合にはイオン半径の小さいAlが相対的に多く 含まれた比較的軟らかい層が形成され、イオ ンの入射エネルギーが高い場合にはイオン半 径の小さいAlが相対的に少ない比較的硬い層� ��形成され、印加させるバイアス電圧によっ� ��組成が変調した多層化が実現できる。硬質� ��膜中に軟らかい層が含まれると硬質皮膜全� ��の圧縮応力を低下させることができ、その� ��果、厚膜化が可能となる。異なる組成のタ� ��ゲットを使用して、例えば、TiAlNの場合、Ti やAlの組成差を有する多層構造の硬質皮膜を� ��成することも可能であるが、この場合は層� ��の組成差が大きくなり、それがギャップと� ��り歪が発生する。理想的な多層構造は、組� ��が傾斜的にほぼ連続的に変化するものであ� ��が、層間で10原子%以内であるのが好ましい� ��

 前記多層構造において、層と層の間は格� ��縞が連続して成長するため、機械的強度に� ��れている。組成変調は、Al、Si、B等のイオ� �半径の小さい元素が相対的に多く含まれる� �と、相対的に少なく含まれる層の間の組成� �Z(原子%)は、10原子%以下であるのが好ましく� ��2≦Z≦10の範囲であるのがより好ましい。20� �V未満のバイアス電圧で被覆を行ったときに� ��組成変調により発生する組成差は2原子%未� �となり、残留圧縮応力の制御が不十分とな� �。さらには、イオンの入射エネルギーが小� �くなるため、たとえ成膜できても高い密着� �が得られない。Zが10原子%を超えると、硬質� ��膜中に歪が多く発生してしまい残留圧縮応� ��が増大してしまう。品質を安定化するため� ��、直流バイアス電圧を印加して成膜した後� ��成膜過程の途中でパルス化したバイアス電� ��を印加させてもよい。

(c)密着強度
 硬質皮膜の基体に対する密着強度(臨界荷重 値)Aは、スクラッチ試験で求めたときに、10  N(ニュートン)以上であるのが好ましい。圧縮 応力を有する硬質皮膜の密着性は、厚膜にな ればなるほど低下する。一般的には、3μm程� �の膜厚であれば、100 N(ニュートン)を越える 密着強度が得られるが、厚膜化するに従って 残留圧縮応力が増大し密着強度は著しく低下 してしまう。膜厚が5μmを越えると100 N(ニュ� ��トン)の密着強度を得るのは極めて困難とな る。残留圧縮応力が大きくなると、基体界面 からの硬質皮膜の剥離や、硬質皮膜内部での 破壊が発生する。厚膜化された硬質皮膜にお いて、剥離や膜内の破壊を発生させないため には、10 N(ニュートン)以上の密着強度が必� �である。密着強度は、ダイヤモンド圧子を� �いた汎用のスクラッチ試験機で、荷重0~100 N (荷重速度V=2.5 N/sec)までスクラッチ試験を行� ��測定できる。スクラッチ試験は、試験機に� ��置されたアコースティックエミッションセ� ��サー(AE)によって、硬質皮膜の破壊や剥離の 発生点を感知させ、その時の荷重を臨界荷重 値(荷重単位=N)として評価する。残留圧縮応� �を有する5μ以上の膜厚において10 N以上の密 着強度を得るためには、成膜時に印加させる パルス化したバイアス電圧を間欠的に正にす れば実現できる。つまり、基体表面に入射さ せるイオンの入射エネルギーの高低差をより 大きくする。10 N以上の密着強度は、直流バ� ��アス電圧を20~100 V、パルス振動数を10~35kHz� �正のバイアス電圧を5~20Vに制御し、正負のギ ャップが大きくなるように成膜パラメータを 制御することにより得ることができる。

(d)機械的研磨
 硬質皮膜の表面は機械的に研磨されており� ��最も厚膜の部分の膜厚TAと最も薄膜の部分� �膜厚TBの膜厚比β=TA/TBが、1≦β≦300であるの� ��好ましい。前述のように、膜厚が厚くなる� ��、硬質皮膜内部に取り込まれるドロップレ� ��ト数が増え、それを起点に成長した結晶粒� ��、硬質皮膜表面を突き出るように成長しや� ��くなる。このため、密着強度及び耐欠損強� ��が優れていても、硬質皮膜表面が被加工物� ��接触した際に凝着等が発生することがある� ��これを防止するために、硬質皮膜を被覆後� ��機械的に硬質皮膜表面を研磨し表面の突起� ��除去するのが好ましい。研磨方法としては� ��ブラシなどの回転物を利用した研磨や、ブ� ��ストなどメディアを使用した研磨が挙げら� ��る。研磨量は、基体露出面積が大きくなら� ��いよう、βが300以下となる量が好ましい。� �面の突起を除去するのみの機械加工でも効� �がある。膜厚比βは、機械加工を行った部位 における硬質皮膜の断面を観察することによ り求めることができる。

(d)金属層
 前記基体と前記硬質皮膜との間に厚さ10~200� �nmの金属層を有するのが好ましい。金属層を 有することにより、強固な密着性が得られる 。特に、表面の面粗度Raが0.1を越えるような� ��体の場合、基体表面に金属層を設けること� ��より表面が平滑化され、高い密着性を有す� ��硬質皮膜が得られる。また硬質皮膜全体の� ��留圧縮応力も緩和される。金属層は、Ti、Cr 、W等の単一金属やTiAl、CrAl、TiAlW等の合金を� ��ークイオンプレーティング方式で、直流の� ��イアス電圧を600 V以上に制御して被覆する� ��が好ましい。

(e)基体
 硬質皮膜被覆部材は、基体に炭化タングス� ��ン基超硬合金、高速度工具鋼基体、サーメ� ��ト等を用いると、より耐摩耗性と靱性のバ� ��ンスが最適化される。ただし、高速度工具� ��を基体として用いる場合は、その熱処理特� ��を考慮し500~550℃の範囲で被覆することが好 ましい。このような比較的低温で成膜する場 合は、印加させるバイアス電圧や成膜時の反 応圧力を適宜最適化させる。

(6)すくい角
 硬質皮膜を旋削用インサート部材に適用し� ��場合、インサート切刃最先端部から、取り� ��けの中心部に向かってのすくい角度θ1が、� ��覆前の状態で、10°≦θ1≦35°であるのが好� �しい。θ1が10°よりも小さいときは、硬質皮� ��がせん断方向からの力を受けやすくなる結� ��、切削抵抗が高くなり、適用する基材の耐� ��強度が低下し塑性変形が発生する。基体が� ��によって塑性変形すると、圧縮応力を有す� ��硬質皮膜は、その塑性変形に追従できなく� ��り破壊する欠点が現れる。θ1が35°よりも大 きくなると切削熱の発生や切削抵抗は低減で きるものの、切刃先端部が鋭利になり、被覆 時に発生させるプラズマが集中しやすくなる 。その結果、切刃先端部分が厚膜になりすぎ 硬質皮膜の自己破壊が発生する欠点が現れる 。

[2]製造方法
(a)成膜方法
 成膜方法としては、パルス化されたバイア� ��電圧が印加可能で、残留圧縮応力が付与さ� ��る成膜方式が好ましい。アークイオンプレ� ��ティング法、スパッタリング法等のイオン� ��レーティング方式、プラズマ支援型のCVD法� ��が好ましい。本願の製造条件を適用すれば� ��各々の方式が一つの設備に設置された複合� ��置を用いてもよい。
(b)製造条件
 成膜時のバイアス電圧の印加条件を制御す� ��ことによって、残留圧縮応力の低減化され� ��皮膜を得ることができる。特に、パルス化� ��せたバイアス電圧を印加させることによっ� ��、硬質皮膜の残留圧縮応力がさらに低減化� ��れ好ましい。直流バイアス電圧を20~100 V、� ��ルス周期を5~35 kHzに設定することによって� ��厚膜被覆部材に含有させる元素種に左右さ� ��ること無く、厚膜化され耐欠損性及び耐摩� ��性に優れ、圧縮応力が低減化された格段に� ��着性の優れた厚膜被覆部材が実現できる。� ��ルス化されたバイアス電圧を用いることに� ��り、基体に入射するイオンエネルギーに高� ��差が発生する。つまり、イオンエネルギー� ��低い時に軟質相が形成され、イオンエネル� ��ーの高い時に硬質相が形成され、軟質、硬� ��の両方を有する相構造の結晶粒となる。例� ��ば、直流バイアス電圧を100 Vに設定し、パ� ��ス周期を10 kHz、正のバイアス電圧を0 Vと� �定した場合、0 Vから100 V未満の範囲で印加� ��る時に軟質相が形成され、100 Vで印加する� ��に硬質相が形成される。(TiAl)N皮膜を組成変 調して形成した場合、成膜時のイオンの入射 エネルギーが低い条件ではイオン半径の小さ いAlが相対的に多く含まれた、比較的軟らか� ��相が形成される。イオンの入射エネルギー� ��高い条件では、イオン半径の小さいAlが相� �的に少なく、比較的硬い相が形成される。� �の繰り返しによって軟質及び硬質が交互に� �成される。従って、パルス化されたバイア� �電圧の印加によって形成された被膜には軟� �相が結晶粒中に含まれるため、厚膜化した� �合にも硬質皮膜全体の圧縮応力の上昇が抑� �られるため、被覆部材の厚膜化が実現でき� �。結晶粒の組成変調の相間は、格子縞が連� �して成長するため、機械的強度に優れてい� �。品質の安定性を高めるため、最初に直流� �イアス電圧を印加して成膜し、成膜過程の� �中でパルス化されたバイアス電圧を印加さ� �て残りの成膜を行ってもよい。

 本発明を以下の実施例によりさらに詳細� ��説明するが、本発明はこれらに限定される� ��のではない。

<残留圧縮応力の測定法>
 超微粒超硬合金(0.6μm粒径のWCに13質量%のCo� �び0.5質量%のTaCを添加)粉末を所定の試験片形 状に成形した圧粉体を、1530℃の真空下で水� �を導入して焼結し、得られた焼結体に対し� �機械的に鏡面加工を施し、600~1000℃の真空下 で歪を除去するため熱処理し、試験片を得た 。この試験片の鏡面側のみに硬質皮膜を被覆 し、試験片が被覆後にたわんだ量を測定し残 留圧縮応力値を求めた。

 皮膜材料としては、TiN、CrN、Me元素(4a、5a 、6a族元素、Al、B、Si、Sから選ばれた少なく� ��も2種の元素)の窒化物、炭窒化物、酸窒化� �及び酸炭窒化物を用いた。蒸発源は各種合� �製ターゲットを用い、窒素、酸素、アセチ� �ン等の炭化水素系のガスを単独又は混合し� �成膜時に導入し、窒化物、炭窒化物、酸窒� �物及び酸炭窒化物を作製した。

試料1(本発明例)
 残留圧縮応力測定用試験片、並びにミーリ� ��グ用及び旋削用のインサート形状の超硬合� ��製基体表面に、アークイオンプレーティン� ��装置を用いて、被覆処理温度600℃、反応圧� ��5.0 Pa及びバイアス電圧50VでTiAlN膜を1μm成膜 した後、バイアス電圧を10 kHzでパルス化し� �計で11μmの厚さに成膜した。

試料2~16(本発明例)及び試料92~99(比較例)
 硬質皮膜の膜厚が残留圧縮応力値へ及ぼす� ��響を見るために、硬質皮膜組成及び皮膜時� ��(膜厚)を表1に示すように変更した以外は試� ��1と同様にして試料を作製した。

試料17~29(本発明例)及び試料89~91(比較例)
 硬質皮膜の硬度及び耐熱性が切削性能へ及� ��す影響を見るために、硬質皮膜組成を表1に 示すように変更した以外は試料1と同様にし� �試料を作製した。

試料30~38(本発明例)及び試料100~103(比較例)
 硬質皮膜中に含有する酸素又は炭素が切削� ��能へ及ぼす影響を見るために、硬質皮膜組� ��を表1に示すように変更した以外は試料1と� �様にして試料を作製した。

試料39~43(本発明例)及び試料106~107(比較例)
 硬質皮膜の成膜時の反応圧力が硬質皮膜の� ��成へ及ぼす影響を見るために、反応圧力を� ��1に示すように1.6~12.0 Paの間で変更した以外 は試料1と同様にして試料を作製した。

試料44~47(本発明例)及び試料104~105(比較例)
 硬質皮膜の成膜時に印加するパルス化バイ� ��ス電圧が、硬質皮膜のX線回折における(111)� ��、(200)面及び(220)面のピーク強度へ及ぼす影 響を見るために、パルス化バイアス電圧を表 1に示すように変更した以外は試料1と同様に� ��て試料を作製した。

試料48~55(本発明例)及び試料108~109(比較例)
 硬質皮膜の成膜時に印加するバイアス電圧� ��パルス振動数が、硬質皮膜のX線回折におけ る(111)面、(200)面及び(220)面のピーク強度へ及 ぼす影響を見るために、パルス振動数を表1� �示すように2~40 kHzの範囲で変更した以外は� �料1と同様にして試料を作製した。

試料56~58(本発明例)
 基体表面の面粗度が、硬質皮膜のX線回折に おける(111)面及び(220)面のピーク強度へ及ぼ� �影響を見るために、超硬合金の焼結面及び� �磨面を用いた以外は試料1と同様にして硬質� ��膜を形成した。試料56は面粗度Ra=0.2、試料57 は面粗度Ra=0.5、試料58は面粗度Ra=0.7の基体を� ��いた。

試料59~63(本発明例)及び試料110~112(比較例)
 硬質皮膜の成膜時の温度がドロップレット� ��への結晶粒成長へ及ぼす影響を見るために� ��成膜温度を表1に示すように450~760℃の間で� �更した以外は試料1と同様にして試料を作製� ��た。

試料64~69(本発明例)
 成膜時に印加するバイアス電圧のパルス化� ��、残留圧縮応力値及び柱状結晶粒中の組成� ��調へ及ぼす影響を見るために、バイアス電� ��を50~100 Vに設定し、パルス振動数を表1に示 すように10~35 kHzの間で変更した以外は試料1� ��同様にして試料を作製した。

試料70~72(本発明例)
 成膜時に印加させるバイアス電圧のパルス� ��が、残留圧縮応力値及びスクラッチ試験に� ��ける密着強度へ及ぼす影響を見るために、� ��イアス電圧を50 V、パルス振動数を10 kHz、� ��のバイアス電圧を表1に示すように+5~+20 Vの 間で変更した以外は試料1と同様にして試料� �作製した。

試料73~75(本発明例)
 単一層の硬質皮膜に代えて、多層構造を有� ��る硬質皮膜の切削性能を確認するために、� ��質皮膜組成及び層構成を以下に記すように� ��更した以外は試料1と同様にして試料を作製 した。試料の硬質皮膜組成は金属のみの原子 %で示す。試料73は、最下層として(40Ti-60Al)Nを 5.6μm成膜した後、その上に(80Ti-20Si)Nを5.6μm成 膜した。試料74は、最下層として(40Cr-60Al)Nを1 .9μm成膜した後、その上に(80Ti-20Si)Nを1.9μm成� ��した。この組み合わせの被覆を膜厚方向に� ��続して3回行い、合計6層で11.4μmの硬質皮膜� ��被覆した。試料75は、最下層として(40Cr-60Al) Nを成膜した後、その上に(80Ti-20Si)Nを成膜し� �最外層として(75Al-25Si)Nを成膜し、この順番� �3回積層を繰り返し、合計9層で11.5μmの硬質� �膜を被覆した。

試料76~79(本発明例)及び試料119(従来例)
 硬質皮膜の表面性状が切削性能へ及ぼす影� ��を調べるために、試料1と同様にして作製し た硬質皮膜被覆部材表面に、水系の溶媒中に 分散した0.5μm径のSiC粉末を9 kgf/mm ² の圧力で当てるウェットブラスト処理を、30� ��間(試料76)、15秒間(試料77)、10秒間(試料78)及 び5秒間(試料79)行った。比較用に、CVDで得ら� ��た硬質皮膜(試料118)の表面に対して、同じ� �件でウェットブラスト処理を10秒間行った試 料119(従来例)を作製した。

試料80~83(本発明例)
 旋削用インサートのすくい角が切削性能へ� ��ぼす影響を見るために、すくい角θ1を10°(� �料80)、15°(試料81)、35°(試料82)、40°(試料83)� �変更した以外は試料1と同様にして試料を作� ��した。なお、試料1のすくい角θ1は、5°であ った。

試料84及び85(本発明例)
 潤滑特性をさらに高める目的で、六方晶材� ��を硬質皮膜の最外層として成膜した以外は� ��料1と同様にして試料を作製した。試料84はT iB ₂ を最外層として形成し、試料85はWCを最外層� �して形成した。

試料86~88(本発明例)
 密着性をさらに高める目的で、基体直上に1 0 nm のTi(試料86)、200 nmのCr(試料87)又は210 nm のTiAl合金(試料88)を金属層として設けた以外� ��試料1と同様にして試料を作製した。

試料113~115(従来例)
 一般的に適用されている成膜温度450~500℃で 、直流バイアス電圧50 Vを印加して、表1に示 すように組成及び膜厚を変更した以外は試料 1と同様にして試料を作製した。

試料116~117(従来例)
 直流バイアス電圧100 Vを印加し、反応圧力2 .7 Pa、成膜温度577℃で、表1に示すように組� �及び膜厚を変更した以外は試料1と同様にし� ��試料を作製した。

試料118(従来例)
 従来例から厚膜化が行われているCVD法で硬� ��皮膜を被覆した試料を作製した。CVD法によ� ��基体上に、(1)水素キヤリヤーガス、四塩化� ��タンガス及びメタンガスを原料ガスに用い� ��TiN膜を920℃で成膜した後、(2)1.5 容量%の四� ��化チタンガス、35 容量%の窒素ガス、1.5 容 量%のアセトニトリルガス及び残水素ガスを� �料ガスに用いてTiCN膜を780℃で形成し、(3)三� ��化アルミニウム、2酸化炭素ガス、一酸化炭 素ガス、水素ガス及び硫化水素ガスを用いて Al ₂ O ₃ 膜を1005℃で被覆し、 (4)水素キヤリヤーガス 、四塩化チタンガス及び窒素ガスを原料ガス に用いてTiN膜を1005℃で成膜した。

 膜厚は、各試料の残留圧縮応力を測定し� ��後のテストピースを垂直方向に破断し、電� ��放射走査型電子顕微鏡(例えば日立製作所製 S-4200)で測定した。硬質皮膜の組成は、各試� �の膜断面を17°斜めに傾けて研磨し、その研� ��部をEPMA(例えば、日本電子(株)製JXA-8500R)を� �いて、加速電圧10 kV及び試料電流1.0μAで分� �した。作製した試料の硬質皮膜組成、硬質� �膜の製造条件及び残留圧縮応力を表1に示す� ��

表1(続き)

表1(続き)
表1(続き)

表1(続き)

表1(続き)

表1(続き)

表1(続き)

 各試料の硬質皮膜のX線回折における(111)� ��、(200)面及び(220)面のピーク強度は、X線回� �装置(理学電気(株)製RU-200BH)を用いて2θ-θ走� �法により2θ=10~145度の範囲で測定した。X線源 にはCuKα1線(λ=0.15405nm)を用い、バックグラン� ��ノイズは装置に内蔵されたソフトにより除� ��した。測定の結果、試料1、17~55(本発明例)� �試料100~112(比較例)及び試料114~117(従来例)は� �検出された2θのピーク位置が、結晶構造が� �心立方構造であるTiNのX線回折パターン(JCPDS� ��ァイル番号38-1420)にほぼ一致したので、そ� �(111)面、(200)面及び(220)面のピークの強度を� �定した。また、CrNがベースとなるような硬� �皮膜の場合も同様にして、ピーク強度を測� �した。結果を表2に示す。

表2(続き)

 作製した旋削用インサートを刃先交換式� ��イトに取り付け、以下の条件で旋削加工を� ��い、耐摩耗性、耐欠損性及び密着性を以下� ��ように評価した。摩耗度は、切削時間5分時 に硬質皮膜被覆インサートの逃げ面部及びす くい面部を光学顕微鏡で観察(50倍拡大)し評� �した。その後さらに切削を継続し、欠損(10μ m以上の微小チッピングを含む)が発生した時� ��を工具寿命とし、その時点までの切削時間( 分)で評価した。結果を表3~表15に示す。

(切削条件)
工具         :刃先交換式旋削用バイト
インサート形状    :CNMG432タイプ、チップ� �レーカ付き特殊形状
切削方法       :長手方向の外径切削
被削材形状      :直径160mm×長さ600mm 丸棒
被削材        :S53C(260HB、調質材)
軸方向切込み量    :2.0 mm
切削速度       :220 m/min
1回転あたりの送り量 :0.4 mm/rev
切削油        :なし

表3(続き)

 膜厚の影響について評価した。その結果� ��表3に示す。試料1~16(本発明例)及び試料92~99( 比較例)に示すように、硬質皮膜が厚くなる� �残留圧縮応力は増大した。膜厚が5.7μmであ� �試料2(本発明例)の硬質皮膜の残留圧縮応力� �は1.8 GPa、工具寿命は21.2分であり、試料118(� ��来例)のCVD被覆インサートよりも優れていた 。切削時間5分時の刃先の摩耗状態を確認し� �結果、試料118(従来例)の逃げ面摩耗は、0.102� �mm、試料2(本発明例)は、0.084 mmであった。5μ mを下回る膜厚の場合は、試料92、94、96及び98 (比較例)に示すように、低い残留圧縮応力を� ��していても、試料118(従来例)のCVDインサー� �の工具寿命に対して劣っていた。これは、10 μm以上の膜厚を有するCVDに対しアブレッシブ 摩耗が劣ったためである。しかしながら、試 料1~16(本発明例)に示す、5μm以上の膜厚を有� �るPVD硬質皮膜は、試料118(従来例)に示すCVD硬 質皮膜や、従来のPVD法で被覆した試料113~117(� ��来例)に比べて耐摩耗性に優れていた。しか しながら、試料93、95、97及び99(比較例)に示� �膜厚が40μmの試料では、残留圧縮応力がそれ ぞれ6.7、6.2、6.9及び6.6 GPaであった。しかも� ��全ての試料において、試料1(本発明例)に対� ��て工具寿命が短くなった。試料93、95、97及� ��99 (比較例)は、切削前から刃先エッジ部で� ��の破壊が確認された。さらに、切削途中の� ��先の損傷状態を確認したところ、インサー� ��エッジ部で膜破壊が10μm以上の幅で発生し� �いた。この破壊部分から欠損に至ったと考� �られる。試料69、71、73及び75(比較例)の工具� ��命が短くなった理由は、厚膜化により残留� ��縮応力が著しく増大したためである。

表4(続き)

表4(続き)

表4(続き)

 硬質皮膜の硬度及び耐熱性が切削性能へ� ��ぼす影響を調査した。その結果を表4に示す 。硬質皮膜の耐熱性及び硬度を格段に高めた 、4a、5a、6a族からなる群から選ばれた少なく とも一種の元素Me、及びAl、Si、B、Sからなる� ��から選ばれた少なくとも一種の元素Xを含有 する窒化物の硬質皮膜である、試料1、17~29(� �発明例)の工具寿命は、試料118(従来例)のCVD� �質皮膜に比べて2.7倍以上であった。また試� �113~117(従来例)のPVD硬質皮膜に対しても1.8倍� �上の工具寿命を有していた。さらに、試料89 ~91(比較例)のPVD硬質皮膜に対しても、工具寿� ��は1.6倍以上であり優れていた。このように� ��硬質皮膜の残留圧縮応力及び機械的特性を� ��御して作製した本発明の硬質皮膜被覆部材� ��、試料89~91(比較例)及び試料113~117(従来例)に 対し格段に優れた工具寿命を有する。実施例 で最も優れた工具寿命を有していた試料21(本 発明例)について切削途中の刃先の状態を確� �したところ、刃先エッジ部においてチッピ� �グは確認されず、逃げ面摩耗が0.045 mmであ� �た。また、切削部位における被加工物の溶� �もほとんど発生しておらず、正常摩耗の進� �のみで寿命に至った。溶着が発生しなかっ� �理由は、硬質皮膜中にSを含有し潤滑特性が� ��れたためである。同様の傾向は、試料24(本� ��明例)のBを含有した硬質皮膜でも確認され� �。

 さらに、試料18(本発明例)について、硬質 皮膜の組織を調べたところ、面心立方構造の 結晶と、六方最密構造の結晶が混在している ことが確認された。試料18(本発明例)は、硬� �皮膜の硬度がヴィッカース硬度で2,600程度で あり、試料1(本発明例)等の硬質皮膜に比べて 軟質な硬質皮膜であったが、切削途中の刃先 の損傷状態を確認した結果、被加工物の溶着 が少なかった。硬質皮膜に六方最密構造の結 晶が含まれることにより潤滑特性が高まった と考えられる。

 表4に示す試料30~38(本発明例)のように、� �質皮膜中にOやCを含有させると硬質皮膜の潤 滑特性が高まる。CやOが硬質皮膜中に過剰に� ��まれると、硬質皮膜の機械的強度が劣化し� ��しまう。つまりC又はOの含有量が10原子%を� �えると、硬質皮膜の結晶組織の微細化及び� �界欠陥の増大が起こり、その結果残留圧縮� �力が増大し、密着性や耐欠損性が低下する� �従って、両元素とも硬質皮膜構成元素全体� �10原子%以下にすることが好ましく、これに� �り優れた耐溶着性及び摺動性を有する硬質� �膜が得られる。試料30~38(本発明例)の硬質皮� ��について、断面の組織を観察した結果、柱� ��晶組織を呈していた。このため、機械的強� ��に優れ、工具寿命が優れたと考えられる。� ��らに、試料30~38(本発明例)の試料については 、切削評価途中の刃先の観察において、逃げ 面摩耗が優れるとともに、すくい面(クレー� �)摩耗が少ないことが分かった。切削時間5分 において、O及びCを含有していない試料1(本� �明例)のクレータ摩耗幅が0.116 mmであったの� ��対し、OやCを硬質皮膜中に含有させた試料30 、34及び36(本発明例)におけるクレータ摩耗幅 は、それぞれ0.074、0.084及び0.080 mmであり、� �料1(本発明例)よりも優れていた。クレータ� �耗は、一般に切削温度上昇に伴う化学反応� �よって発生すると考えられている。硬質皮� �中にOやCを含有させることによって、摩擦係 数が低減されたため、工具すくい面を切屑が 擦過する際の温度(切削温度)上昇が抑制され� ��クレータ摩耗が低減したと考えられる。Oや Cを含有させた試料36(本発明例)の硬質皮膜に� ��いて、さらに、ボールオンディスク方式(コ ーティングした超硬合金製ディスクにSUS304の φ6mmボールを摺動させた方式)の摩擦係数測定 を行った結果、測定温度750℃(大気中、無潤� �)において、試料1(本発明例)の摩擦係数が0.8� ��あったのに対し、試料36(本発明例)は半値の 0.4程度であった。

 表5は、成膜時の窒素反応圧力を変化させ たときの硬質皮膜組成の元素含有比α及び残� ��圧縮応力へ及ぼす影響を示した結果である� ��低窒素反応圧力ほど、残留圧縮応力が増大� ��るだけでなく、硬質皮膜の構成元素含有比� �は低い値を示すことが分かる。表5中で最も� ��窒素反応圧力の1.6 Paで成膜を行った試料106 (比較例)の元素含有比αは1.05であったが残留� ��縮応力は7.5 GPaであった。この試料の工具� �命は7.2分であり、試料115(従来例)の工具寿命 の10.2分に比べて劣っていた。これは試料106(� ��較例)の硬質皮膜の残留圧縮応力が高いため と考えられる。試料106(比較例)は、硬質皮膜� ��残留圧縮応力が6.0 GPaを越えていたため、� �削途中のインサート刃先損傷状態観察にお� �て、エッジ部の皮膜破壊が確認された。試� �106(比較例)のインサートの新しいコーナーを 用いて、数度の切削評価を行い再現性を確認 した結果、工具寿命は4.5~8.1分の範囲でばら� �き、安定しなかった。

 3.5~11 Paで成膜を行った試料1、39~43(本発� �例)は、いずれも20分以上の工具寿命であり� �試料118(従来例)のCVD硬質皮膜を被覆した工具 に比べて、格段に優れていた。試料1、39~43(� �発明例)について切削試験を行った結果、α� �1.17の試料42(本発明例)が最も優れ、硬質皮膜 のチッピング等は発生しなかった。しかしな がら、試料107(比較例)のように、硬質皮膜の� ��留圧縮応力が0.2 GPaと比較的低い数値であ� �ても、工具寿命は10分であり、試料115(従来� �)とほとんど変わらなかった。試料107(比較例 )について、切削開始から5分経過後の刃先の� ��傷状態を観察した結果、刃先エッジ部にお� ��る基体からの硬質皮膜の剥離、逃げ面の大� ��な摩耗及びクレータ摩耗が発生していた。� ��料107(比較例)は、残留圧縮応力が低い数値� �あること、及び切れ刃に摩耗が発生してい� �ことから、硬質皮膜が低硬度であると考え� �れる。そのため、耐摩耗性が低下したと考� �られる。さらに反応圧力が12 Paと高い条件� �成膜を行ったため、元素含有比αが1.25を越� �、イオンが基体に入射する際の運動エネル� �ーが著しく低くなり、形成される硬質皮膜� �柱状組織を有しているが、欠陥が多く発生� �、密着性及び耐摩耗性が低下した。従って� �硬質皮膜の構成元素比αを0.85≦α≦1.25に制� �するためには、反応圧力を3.5~11 Paに設定す� ��必要があることがわかる。

表6(続き)

 表6は、印加させるパルス振動数を10~35kHz� ��変化させ、硬質皮膜のX線回折における(111)� ��、(200)面及び(220)面のピーク強度比へ及ぼす 影響を示した。試料44~47(本発明例)は、パル� �振動数が一定(10 kHz)で、バイアス電圧値の� �を変化させて成膜した。試料48~55(本発明例)� ��、バイアス電圧が一定(50 V)で、パルス振動 数のみを変化させて成膜した。試料113~117(従� ��例)は、印加させるバイアス電圧をパルス化 せずに直流のみでPVDにより成膜した。

 バイアス電圧のみ変化させて成膜した場� ��、硬質皮膜のX線回折における(200)面のピー� ��強度Isと(111)面のピーク強度Irのピーク強度� ��Is/Irが変化し、それに伴い硬質皮膜の残留� �縮応力が変化した。残留応力が大きくなる� �、工具寿命が劣る結果であった。またバイ� �ス電圧の高低だけでなく、パルス振動数の� �を変化させた場合でも、硬質皮膜の残留圧� �応力が変化し、結果として工具寿命に大き� �影響を及ぼすことが確認された。100 Vの直� �バイアス電圧で成膜を行った試料116(従来例) は、膜厚が3μmと薄く、切削初期から摩耗が� �きかった。また被覆時間を調整し膜厚を変� �した以外試料116(従来例)と同じ成膜条件で成 膜し試料117(従来例)は、残留応力が試料44~55(� ��発明例)に比べて高かったため、切削初期か ら剥離やチッピングが発生し工具寿命が劣っ ていた。

 さらに、試料44~55(本発明例)の硬質皮膜の X線回折における(220)面のピーク強度Itと(111)� �のピーク強度Irのピーク強度比It/Irは、0.2~1.0 であった。つまり(111)面への配向強度が高く� ��ると残留圧縮応力が高くなる傾向であった� ��例えば、試料115(従来例)の硬質皮膜は、10μm を越える厚さの皮膜であるが、ピーク強度比 It/Irは0.1と低く、その残留圧縮応力は6.8 GPa� �工具寿命は10.2分であった。印加するバイア� ��電圧をパルス化して成膜した試料44~55(本発� ��例)は、ピーク強度比It/Irが0.2~1.0の範囲であ った。これらの試料の残留圧縮応力は2.5~5.9  GPaであった。表6より、印加するパルス振動� �を変化させると、ピーク強度比It/Irも変化す ることが分かる。印可するパルス振動数と得 られた硬質皮膜の残留圧縮応力との間には相 関関係があり、パルス振動数が大きくなると 残留圧縮応力が大きくなる傾向であった。パ ルス振動数が大きくなると、直流バイアス電 圧が印加された状態に近づくためと考えられ る。最も工具寿命が優れた試料53(本発明例)� �、パルス振動数が35 kHzで残留圧縮応力が5.9� �GPaであったが、切削途中の刃先の損傷状態� �確認したところ、切刃近傍における硬質皮� �の脱落、剥離、チッピング等は観察されず� �正常摩耗を呈していた。パルス化されたバ� �アス電圧を印加して成膜した本発明例は、� �来例に比べて2倍以上の格段に優れた工具寿� ��を有していた。

 硬質皮膜のX線回折における(200)面の半価� ��Wは、工具寿命に影響を及ぼすことが分かっ た。すなわち(200)面の半価幅Wが0.7°よりも大� ��くなると、工具寿命が短くなった。(200)面� �半価幅が0.7°を越えた場合、硬質皮膜の残留 圧縮応力は増大する傾向にある。これが硬質 皮膜の密着性に大きく影響を及ぼし、工具寿 命を劣化させたものと考えられる。

 表7は、基体表面の面粗度Raが、硬質皮膜� ��X線回折における(220)面のピーク強度Itと(111) 面のピーク強度Irのピーク強度比It/Irへ及ぼ� �影響を示した結果である。超硬合金の焼結� �及び研磨度を変えた研磨面を用いて面粗度Ra を変更した。本評価で用いた旋削用インサー トは、逃げ面が焼結肌の状態であった。基体 表面の面粗度Raは硬質皮膜のピーク強度比It/I rに影響を与え、基体表面の面粗度Raが大きく なるとピーク強度比It/Irは大きくなることが� ��かった。基体表面の面粗度Raが大きい試料58 (本発明例)の工具寿命は27.7分であり、試料1(� ��発明例)の工具寿命に比べて10%強優れていた 。

表8(続き)

 硬質皮膜の成膜時の温度がドロップレッ� ��上への結晶粒成長へ及ぼす影響を調査した� ��その結果を表8に示す。表より例えば、試料 59(本発明例)と試料63(本発明例)の残留圧縮応� ��を比較すると、成膜温度が高い試料63(本発� ��例)の残留圧縮応力が低かった。500℃で成膜 を行った試料111(比較例)は、L/T値が0.07、残留 圧縮応力が5.8 GPaであった。工具寿命は10.4分 であり、同じ成膜温度を適用した試料114(従� �例)に対して同等レベルであった。さらに500� ��未満の450℃で成膜を行った試料110(比較例)� �L/T値は0.04であり、成膜温度が低くなるとL/T� ��小さくなる傾向にあった。試料110(比較例)� �残留圧縮応力は、6.4 GPaであり、工具寿命は 8.6分であった。試料110及び111(比較例)を用い� ��切削において刃先の損傷状態を確認したと� ��ろ、切削5分後に両者ともエッジ部で皮膜の 破壊が原因の微小なチッピングが多数発生し 、その後大きく欠損した。試料110及び111(比� �例)の工具寿命は、試料118(従来例)のCVDイン� �ートに比べて優れていたが、試料113~117(従来 例)のPVDとはほぼ同程度であった。両試料と� �切削後の硬質皮膜断面を観察したところ、� �質皮膜中にドロップレットが含まれていた� �さらに詳細に観察したところ、ドロップレ� �トの表面にはTiAlN結晶がほとんど成長してお らず、TiAl金属の塊が多く存在していた。さ� �に、TiAl金属の塊の周囲を観察したところ、� ��7(a)及び図7(b)に示すようにドロップレット1� ��周囲のTiAlN部との境界部に隙間6が多く観察� ��れた。この隙間があることにより、切削時� ��衝撃に耐えられずチッピングが発生したも� ��と考えられる。

 成膜時の温度を590℃に制御した試料61(本� ��明例)は、L/T値が0.44で残留圧縮応力値が2.1  GPaであった。740℃で成膜を行った試料63(本発 明例)は、L/T値が1.25で残留圧縮応力値が1.6 GP aであった。これらの試料は、切削初期から� �ッピングや膜の脱落といった不安定要素が� �く観察されず、最終的に逃げ面摩耗が0.4 mm� ��到達したところで火花が発生したため試験� ��中止した。その時点を工具寿命と判定し、� ��れぞれ25.6分及び26.2分であり格段に優れて� �た。特に、最も優れた試料62(本発明例)の硬� ��皮膜断面を観察したところ、他の試料同様� ��ドロップレットが含まれていた。ドロップ� ��ットをTEMで観察した結果、図8(a)及び図8(b)� �示すように、ドロップレット1を起点にTiAlN� �晶粒2が成長していることが確認できる。さ� ��に、この結晶粒2は硬質皮膜表面5から突き� �て成長していた。また、この結晶粒2周囲に� ��隙間が少なく、周囲のTiAlN結晶組織と同化� �た組織であることが確認できた。このため� �硬質皮膜中にドロップレットを有するもの� �機械的強度は向上し、その結果試料113~117(従 来例)に比べて格段に優れた切削性能が得ら� �た。

 760℃で成膜した試料112(比較例)のL/Tは1.26� ��残留圧縮応力は1.6 GPaであった。被覆され� �切削前の試料はざらついた手触り感があっ� �ため、その表面を観察したところ、図9に示� ��ように膜表面に多数の突起物20が存在した� �切削試験を進め切削途中の刃先損傷状態を� �認したところ、インサートエッジ部におけ� �大きな皮膜剥離は確認されなかったが、切� �部に微小な皮膜破壊が確認された。また、� �面の突起部20に被加工物が凝着していた。走 査型電子顕微鏡を用いて詳細に観察を行った ところ、膜破壊が観察された部分では基体表 面にまで到達する皮膜の局部的な脱落が確認 された。さらに、凝着部を観察したところ、 硬質皮膜内部から成長した粒子がヤスリの目 となって被加工物を凝着させていることが確 認された。試料112(比較例)について、刃先部� ��近の硬質皮膜断面組織を調べた結果、硬質� ��膜に取り込まれたドロップレットを起点と� ��て成長したTiAlN結晶が放射状に、かつ膜表� �に極めて大きく突き出るような状態で成長� �ていた。その周囲の組織には隙間が多く存� �したため、これが切削による衝撃に耐えら� �ず脱落したと考えられる。残留圧縮応力値� �低く制御できても、取り込まれたドロップ� �ットを起点とした化合物の結晶粒が欠陥発� �の原因になってしまうと、優れた切削性能� �得られないことが明らかとなった。また、� �質皮膜の結晶が分断されて成長したため、� �細組織を有していた。試料112(比較例)は、局 所的な損傷以外は正常摩耗を呈していたが、 逃げ面摩耗幅が0.114 mmと、試料118(従来例)に� ��すCVD膜を被覆した工具の0.102 mmよりも大き� ��った。これは、内部に存在する欠陥が大き� ��影響を及ぼしたためと考えられる。

表9(続き)

 パルス化したバイアス電圧(バイアス電圧 60~100V、パルス振動数10~35 kHz)を変化させて成 膜した結果を表9に示す。パルス化したバイ� �ス電圧を印加して成膜した試料64~68(本発明� �)は、バイアス電圧値が低いほど硬質皮膜の� ��留圧縮応力は小さくなる傾向を示した。ま� ��試料64~68(本発明例)は、パルス化したバイア ス電圧が50 Vの試料1(本発明例)に比べて、い� ��れも工具寿命が長く、優れていた。パルス� ��したバイアス電圧を60~100 Vの範囲で印加す� ��ことによって皮膜に組成変調が発生し、残� ��圧縮応力の低下をもたらし、その結果優れ� ��耐摩耗性と耐欠損性が得られものと考えら� ��る。

 試料64~69(本発明例)について、切削途中の 刃先損傷状態を観察した結果、インサートエ ッジ部において、皮膜の破壊は観察されず、 正常摩耗が進行し寿命に至ったことが分かっ た。工具寿命が最も優れた試料67(本発明例)� �硬質皮膜の断面を観察したところ、柱状結� �構造を有していた。その結晶粒をさらに詳� �に観察した結果、図10(a)及び図10(b)に示すよ� ��に結晶粒はAlの少ない層31及びAlの多い層32� �交互に積層した多層構造を有しており、積� �周期は約10 nmであった。つまりイオン半径� �小さいAlの含有量が変調していることが確認 された。各層間における組成は、電界放出型 透過型電子顕微鏡(日本電子製JEM-2010F型、加� �電圧20 kV、以下TEMという。)に付設されるEDS� ��置(エネルギー分散型X線分光方式)を用いて� ��析した。このように結晶粒が多層構造を有� ��ているため、硬質皮膜がさらに低残留圧縮� ��力化したと考えられる。また多層構造にお� ��る層間の格子縞は連続していることが確認� ��れた。そのため、優れた耐摩耗性と耐欠損� ��が得られたと考えられる。特に10~35 kHzの範 囲にパルス振動数を設定して成膜した工具寿 命が優れた。

表10(続き)

 成膜時に印加させるパルス化バイアス電� ��が残留圧縮応力値やスクラッチ試験におけ� ��密着強度へ及ぼす影響を見るために、バイ� ��ス電圧を50 V及びパルス振動数を10 kHz、に� ��定し、正のバイアス電圧を+5~+20 Vに変化さ� ��て試料を作製した。その結果を表10に示す� �試料70~72(本発明例)の残留圧縮応力が、いず� ��も2.0 GPaであった。またスクラッチ試験に� �ける密着強度は20 N以上であり、試料1(本発� ��例)よりも1.6倍以上高い値であった。これは 、正のバイアスを間欠的に印加させることに より、印加されるバイアスの高低差が大きく なり、基体に入射するイオンエネルギーの高 低差が大きくなるためである。つまり、より 低いイオン入射エネルギー時により軟らかい 層が形成され、高イオン入射エネルギー時に 形成される硬い層との多層構造を形成するた め、硬質皮膜は低残留圧縮応力化される。そ のため、試料70~72(本発明例)は、密着強度が� �料1(本発明例)に比べてさらに高まり、工具� �命が優れていたと考えられる。

表11(続き)

 異なる組成系の硬質皮膜を多層構造にし� ��ときの、残留圧縮応力と工具寿命へ及ぼす� ��響を調査した。その結果を表11に示す。試� �73~75(本発明例)は、それぞれ工具寿命が27.0分 、27.4分及び27.2分であり、試料1(本発明例)や� ��料118(従来例)のCVD工具に比べて優れていた� �従来技術においては、多層構造にすると層� �で歪が発生しやすくなり、その結果残留圧� �応力が増大する傾向にある。しかし本発明� �硬質皮膜被覆部材は、試料1(本発明例)の成� �条件である50 Vよりも高い80~120 Vのバイアス 電圧を印加して成膜を行っても、硬質皮膜内 部の欠陥が少なく、かつ残留圧縮応力が6.0 G Paより小さかった。これらの試料の切削途中� ��刃先の状態を確認したところ、硬質皮膜の� ��離やチッピング等の破壊は認められなかっ� ��。本願に記載の方法により、複雑組成はも� ��より、試料73~75(本発明例)のような多層構造 を有する硬質皮膜全体の残留圧縮応力が測定 可能となったため、高い密着性、耐摩耗性及 び耐欠損性を有する硬質皮膜の設計が容易に なった。

表12(続き)

 硬質皮膜の表面の機械加工が切削性能へ� ��ぼす影響を調査した。その結果を表12に示� �。硬質皮膜を被覆後にウェットブラスト処� �を行った試料76~79(本発明例)は、試料1(本発� �例)に比べて同等以上の工具寿命を有してい� ��。ウェットブラスト処理を30秒実施した試� �76(本発明例)は、切削工具切刃近傍の最も膜� ��が厚い部分で12.2μm、最も薄い部分で0.04μm� �あった。その結果β=305となった。切削初期� �大きな膜破壊や突発的な欠損は確認されな� �ったが、刃先部分の基体の露出がやや早ま� �、試料1(本発明例)とほぼ同程度の工具寿命� �なった。本切削試験における損傷メカニズ� �は、硬質皮膜が1μmに満たない大きさのチッ� ��ングや硬質皮膜の破壊から始まるものであ� ��。残留圧縮応力が大きい場合、10μmを越え� �ような損傷が発生するが、本発明の硬質皮� �被覆部材を用いると、その損傷は極めて微� �になる。硬質皮膜の表面を機械加工し滑ら� �にすることにより、外部からの衝撃によっ� �切削初期に発生する1μmに満たない損傷をさ� ��に抑制することができることが分かった。� ��料118(従来例)のCVD工具表面にウェットブラ� �トを10秒施した試料119(従来例)は、無処理の� ��料118(従来例)に対し工具寿命が0.3分優れて� �たが、耐欠損特性は本発明の適度の残留圧� �応力を有する硬質皮膜被覆部材に比べて劣� �ていた。

表13(続き)

 旋削用インサートのすくい角を変化させ� ��試料ものを作製し、切削性能への影響を調� ��した。その結果を表13に示す。表13より、す くい角が大きくなるほど工具寿命が優れてい ることが分かる。これは、圧縮応力を有する 硬質皮膜が10μm以上の膜厚で被覆されたため� ��刃先先端部の耐衝撃性及び耐欠損性が高ま� ��、さらに厚膜化による耐摩耗性の向上によ� ��、工具本来の切れ味を優先させた形状で効� ��を発揮したためと考えられる。しかしなが� ��、すくい角が40°を越えるような形状では、 耐欠損性が高まらず、切削初期に欠損が発生 した。

 硬質皮膜の潤滑特性をさらに高める検討を� ��った。硬質皮膜の潤滑性は、構成する元素� ��も依存するが、結晶構造にも強く依存する� ��グラファイト構造又は六方晶の形態をとる� ��料は、面心立方晶の材料に比べて潤滑特性� ��優れる。試料84(本発明例)は面心立方晶の硬 質皮膜直上に六方晶であるTiB ₂ を最外層として被覆し、試料85(本発明例)は� �様にWCを最外層として被覆した。これらの試 料の工具寿命を表14に示す。最外層に六方晶� ��硬質皮膜を設けた試料84及び85(本発明例)の� ��具寿命は、面心立方晶のみの試料1(本発明� �)に比べて優れていた。切削途中の刃先の損� ��状態を確認したところ、切削開始10分時に� �料1(本発明例)の硬質皮膜は、工具すくい面� �クレータ摩耗が発生していが、試料84及び85( 本発明例)は、クレータ摩耗が確認されなか� �た。クレータ摩耗発生のメカニズムは、硬� �皮膜の潤滑特性と関係があると考えられて� �る。潤滑特性が優れる硬質皮膜は、硬質皮� �表面に発生する切削温度が低減されるため� �例えば、硬質皮膜の酸化現象や、被加工物� �硬質皮膜内部への内向拡散等が抑制され、� �レータ摩の発生が減少する。本発明例で最� �層として形成したTiB ₂ やWCだけでなく、MoS ₂ 、WS ₂ 、CrB ₂ 等の材料についても、同様の効果が得られる と予想される。

 密着性をさらに高めることを目的に、基� ��と硬質皮膜との間に金属層を10~210 nmの厚さ で形成した。その結果を表15に示す。金属層� ��被覆は、Ti、Cr及びTiAl合金を用いて700 Vの� �流バイアス電圧を5分間印可して行った。金� ��層の厚さが210 nmの試料88(本発明例)の工具� �命は、試料1(本発明例)と同等であった。し� �しながら、金属層の厚さが10 nm及び200 nmで� ��る試料86及び87(本発明例)は試料1(本発明例)� ��工具寿命に比べて10%以上優れていた。金属� ��を初層として設けることで、硬質皮膜全体� ��残留圧縮応力が緩和され、密着性が高まる� ��とが確認された。試料88(本発明例)のように 、金属層が200 nmより厚くなると、金属層表� �にドロップレットが多量に付着してしまい� �その直上に被覆する硬質皮膜との密着性が� �化するため、工具寿命が高まらなかった。

 Al、Zr、Y等に由来する結晶質、非晶質又� �これらが混合した酸化物層は残留圧縮応力� �比較的大きいため、これらを使用する場合� �、曲率測定法による硬質皮膜全体の残留応� �が5.0 GPa以下となるよう成膜条件を調整する のが好ましい。硬質皮膜の残留応力が6.0 GPa� ��近い場合は、TiN、CrN、ZrN等の硬質皮膜層を� ��らに設けてもよい。さらに、イオン注入な� ��により、硬質皮膜内の残留応力分布を変化� ��せることも好適である。イオン注入処理を� ��った基体表面に硬質皮膜を形成すると、さ� ��に密着性が改良する。