JPH083143B2 - クロム―窒素合金表面コーティング及びその形成方法 - Google Patents
クロム―窒素合金表面コーティング及びその形成方法Info
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- JPH083143B2 JPH083143B2 JP2278879A JP27887990A JPH083143B2 JP H083143 B2 JPH083143 B2 JP H083143B2 JP 2278879 A JP2278879 A JP 2278879A JP 27887990 A JP27887990 A JP 27887990A JP H083143 B2 JPH083143 B2 JP H083143B2
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
- C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
- C23C14/14—Metallic material, boron or silicon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明は、基材に良好な摩擦特性を付与するための非
平衡のクロム−窒素合金表面コーティングに関する。本
発明はさらに、そのようなコーティングの塗布方法に関
する。
平衡のクロム−窒素合金表面コーティングに関する。本
発明はさらに、そのようなコーティングの塗布方法に関
する。
表面又はコーティングについて用いる“摩擦特性”の
用語は、時間の経過に伴い進行していく表面又はコーテ
ィングの摩擦の態様を決定する性質をいう。この態様を
表すパラメーターには、摩擦摩耗率及び摩擦係数が含ま
れる。
用語は、時間の経過に伴い進行していく表面又はコーテ
ィングの摩擦の態様を決定する性質をいう。この態様を
表すパラメーターには、摩擦摩耗率及び摩擦係数が含ま
れる。
本発明においては、摩擦は２つの表面の間の真正な摩
擦であり、潤滑剤のフィルムが二つの固体表面間に介在
し、フィルム中の潤滑剤層の間に相対的な運動が生じる
場合の潤滑化摩擦ではない。
擦であり、潤滑剤のフィルムが二つの固体表面間に介在
し、フィルム中の潤滑剤層の間に相対的な運動が生じる
場合の潤滑化摩擦ではない。
単位面積当たり高い負荷がかかる深刻な摩擦状態の下
では、摩耗抵抗性は、摩擦表面の高い硬度を意味する。
しかしながら、摩擦コーティングの硬度の増加は、通
常、腐食による早期摩耗の危険と共に脆性を増加する。
では、摩耗抵抗性は、摩擦表面の高い硬度を意味する。
しかしながら、摩擦コーティングの硬度の増加は、通
常、腐食による早期摩耗の危険と共に脆性を増加する。
他の全ての条件を同じにして摩擦係数を増加すると、
劣化エネルギーが増加するので、摩耗率と摩擦係数の間
には一定の関連があり、摩耗率は劣化エネルギーに比例
する。
劣化エネルギーが増加するので、摩耗率と摩擦係数の間
には一定の関連があり、摩耗率は劣化エネルギーに比例
する。
多くの用途において、摩擦により劣化したエネルギー
は、付与されたエネルギーのほんの少量の部分のみを表
す。その後、さらに重要なことには、摩擦係数を単独で
減少するよりも、むしろ硬度、脆性、及び摩擦特性に依
存する摩耗特性全体の減少を試みることがより重要とな
る。
は、付与されたエネルギーのほんの少量の部分のみを表
す。その後、さらに重要なことには、摩擦係数を単独で
減少するよりも、むしろ硬度、脆性、及び摩擦特性に依
存する摩耗特性全体の減少を試みることがより重要とな
る。
下記において、“良好な摩擦特性”の表現は、実質的
に摩耗抵抗性が良好であること、例えば脆性のコーティ
ングが腐食により摩耗することに対する抵抗性が良好で
あることを意味する。典型的な試験には、摩耗率の測
定、水中において20daNの深で平らなコーティング上を
0.55m/sの速度でスライドする高速の鋼製の環に接触さ
せた平らなコーティング上の材料の除去速度の測定が含
まれる。
に摩耗抵抗性が良好であること、例えば脆性のコーティ
ングが腐食により摩耗することに対する抵抗性が良好で
あることを意味する。典型的な試験には、摩耗率の測
定、水中において20daNの深で平らなコーティング上を
0.55m/sの速度でスライドする高速の鋼製の環に接触さ
せた平らなコーティング上の材料の除去速度の測定が含
まれる。
相互の関係のある出願であるFR−Ａ−2 512 070及びE
P−Ａ−0 074 322には、良好な摩擦特性を有し、クロム
及びクロムの準安定性の侵入型固溶体の炭素又は窒素の
形態の合金元素を、クロム中の合金元素の平衡固溶体の
飽和を示す最小濃度と、侵入型固溶体中の飽和を示す最
大濃度の間の濃度で含む合金が記載されている。
P−Ａ−0 074 322には、良好な摩擦特性を有し、クロム
及びクロムの準安定性の侵入型固溶体の炭素又は窒素の
形態の合金元素を、クロム中の合金元素の平衡固溶体の
飽和を示す最小濃度と、侵入型固溶体中の飽和を示す最
大濃度の間の濃度で含む合金が記載されている。
本発明においては、クロム−窒素系だけが考慮されて
いる。この系においては、窒素の含有量は、クロム−窒
素合金原子の100原子当たりの窒素原子の数として表さ
れる。
いる。この系においては、窒素の含有量は、クロム−窒
素合金原子の100原子当たりの窒素原子の数として表さ
れる。
クロム−窒素系の熱力学的平衡図において、そして窒
素含量を増加する方向に移動すると、合金100原子当た
り０〜0.15原子の窒素を有する固溶体領域に、合金100
原子当たり窒素33.3原子のCr2N窒化物領域が続き、さら
に合金100原子当たり窒素50原子のCrN窒化物領域が続
く。Cr2N窒化物は、六方晶構造を有し、CrN窒化物はNaC
l型の立方晶構造を有する。このCrN窒化物はセラミック
の特性の全てを有する。立方晶クロム層及び六方晶Cr2N
窒化物相を有する２相のクロム−窒素合金は、通常の方
法により製造される。
素含量を増加する方向に移動すると、合金100原子当た
り０〜0.15原子の窒素を有する固溶体領域に、合金100
原子当たり窒素33.3原子のCr2N窒化物領域が続き、さら
に合金100原子当たり窒素50原子のCrN窒化物領域が続
く。Cr2N窒化物は、六方晶構造を有し、CrN窒化物はNaC
l型の立方晶構造を有する。このCrN窒化物はセラミック
の特性の全てを有する。立方晶クロム層及び六方晶Cr2N
窒化物相を有する２相のクロム−窒素合金は、通常の方
法により製造される。
上記で引用された従来例の文献、及びEP−Ａ−007432
2の文献は、特に、実質的に12原子％の窒素を表す窒素
3.5重量％に対するクロム中の窒素の準安定性の侵入型
固溶体の飽和を示唆する。これらの文献は侵入型固溶体
がクロムの硬度よりはるかに高い硬度を有すること（ビ
ッカース硬度2200以下、例えばクロムのビッカース硬度
は600である）、及び侵入固溶体の飽和度より合金原子
の濃度が大きい場合は、合金の組成は平衡図から予期さ
れるようになることを示唆する。
2の文献は、特に、実質的に12原子％の窒素を表す窒素
3.5重量％に対するクロム中の窒素の準安定性の侵入型
固溶体の飽和を示唆する。これらの文献は侵入型固溶体
がクロムの硬度よりはるかに高い硬度を有すること（ビ
ッカース硬度2200以下、例えばクロムのビッカース硬度
は600である）、及び侵入固溶体の飽和度より合金原子
の濃度が大きい場合は、合金の組成は平衡図から予期さ
れるようになることを示唆する。
これらの侵入型固溶体は、クロム陰極を用いて、結合
するが調和しない状態、又は自由な状態で合金元素を含
む稀ガスからなる雰囲気中、減圧下、高速の陰極スパッ
ターを行うことにより得られる。
するが調和しない状態、又は自由な状態で合金元素を含
む稀ガスからなる雰囲気中、減圧下、高速の陰極スパッ
ターを行うことにより得られる。
準安定性の侵入型固溶体は、クロムの立方格子の歪み
を引き起こし、これは硬度の向上に寄与しうる。
を引き起こし、これは硬度の向上に寄与しうる。
発明者は、従来技術から予期されうるものとは異な
り、クロム−窒素系内で上記の侵入型固溶体よりも多い
窒素を含み、及び減少した摩耗率、脆性がないこと、及
び比較的低い摩擦係数とともに得られることを見出し
た。
り、クロム−窒素系内で上記の侵入型固溶体よりも多い
窒素を含み、及び減少した摩耗率、脆性がないこと、及
び比較的低い摩擦係数とともに得られることを見出し
た。
一つの観点において、本発明は100原子当たり87〜68
原子のクロム原子、及び13〜32原子の窒素原子を含み、
且つ、介在窒素を含む立方晶微結晶性クロム相、及びCr
2N窒化物についての化学量論量に比べて窒素が欠乏して
いる正方晶窒化クロム相の２相を含む非平衡のクロム−
窒素合金を含む基材上に良好な摩擦特性を付与するため
のコーティングからなる。
原子のクロム原子、及び13〜32原子の窒素原子を含み、
且つ、介在窒素を含む立方晶微結晶性クロム相、及びCr
2N窒化物についての化学量論量に比べて窒素が欠乏して
いる正方晶窒化クロム相の２相を含む非平衡のクロム−
窒素合金を含む基材上に良好な摩擦特性を付与するため
のコーティングからなる。
これらの特性を有する２相合金は、高い硬度（約2000
のヌープ硬度）を有し、公知の比較しうる硬度のクロム
−窒素合金と比べて重要な利点を有する： 即ち、摩耗率が飽和の付近でクロム中の窒素の侵入型
固溶体の1/3以下であり、 摩耗率がCrN及びCr2N窒化物の摩耗率、並びにクロム
及びCr2N窒化物からなる２相化合物の摩耗率と実質的に
同じであるが、平衡窒化化合物よりも脆性がかなり低
く、脆性によりスケールが見られないため有効寿命がは
るかに長く、 物理的蒸気相付着を用いる場合に、粒径が基材への付
着の入射角には影響されない。このことは、同じ方法を
用いる慣用の付着においては、粒径が入射角より著しく
変化することと対照的である。この粒径と入射角との独
立性により、基材の表面の全ての部分が同じ入射角で付
着される配置で使用される必要なしに、比較的複雑な形
の基板への付着が促進される。
のヌープ硬度）を有し、公知の比較しうる硬度のクロム
−窒素合金と比べて重要な利点を有する： 即ち、摩耗率が飽和の付近でクロム中の窒素の侵入型
固溶体の1/3以下であり、 摩耗率がCrN及びCr2N窒化物の摩耗率、並びにクロム
及びCr2N窒化物からなる２相化合物の摩耗率と実質的に
同じであるが、平衡窒化化合物よりも脆性がかなり低
く、脆性によりスケールが見られないため有効寿命がは
るかに長く、 物理的蒸気相付着を用いる場合に、粒径が基材への付
着の入射角には影響されない。このことは、同じ方法を
用いる慣用の付着においては、粒径が入射角より著しく
変化することと対照的である。この粒径と入射角との独
立性により、基材の表面の全ての部分が同じ入射角で付
着される配置で使用される必要なしに、比較的複雑な形
の基板への付着が促進される。
平衡Cr2N窒化物と本発明による準安定性窒化物との違
いは、結晶構造のＸ線回折により、及び例えばそれらの
全組成が同じである場合にさえ窒化物相が正方晶である
か六方晶であるかによって２相合金の性質が明らかに異
なることにより確認される。しかしながら、正方晶窒化
物の化学組成を調べることは現在では不可能である。特
に、窒化物の準安定性が相分離を非常に困難にしてお
り、組成の再配列をもたらす危険を伴うことは容易に理
解されるであろう。いずれにしても、窒化物の化学組成
が科学的な好奇心のためのものにすぎず、該窒化物の同
定又は獲得は実際には行うことができないことに注意す
べきである。
いは、結晶構造のＸ線回折により、及び例えばそれらの
全組成が同じである場合にさえ窒化物相が正方晶である
か六方晶であるかによって２相合金の性質が明らかに異
なることにより確認される。しかしながら、正方晶窒化
物の化学組成を調べることは現在では不可能である。特
に、窒化物の準安定性が相分離を非常に困難にしてお
り、組成の再配列をもたらす危険を伴うことは容易に理
解されるであろう。いずれにしても、窒化物の化学組成
が科学的な好奇心のためのものにすぎず、該窒化物の同
定又は獲得は実際には行うことができないことに注意す
べきである。
正方晶の準安定な窒化物は全て同じ種類のものであ
る。結晶格子定数の比は、1.02〜1.5でなければならな
いが、この範囲内で好ましい値は特記されていない。
る。結晶格子定数の比は、1.02〜1.5でなければならな
いが、この範囲内で好ましい値は特記されていない。
好ましくは、コーティングの厚さは0.1〜50μｍ、よ
り好ましくは５〜20μｍである。この厚さは摩耗率、目
的とする用途及び許容されうる許容性に依存する。より
薄いコーティングを用いる場合には、合金の粒径を考慮
にいれるべきである。
り好ましくは５〜20μｍである。この厚さは摩耗率、目
的とする用途及び許容されうる許容性に依存する。より
薄いコーティングを用いる場合には、合金の粒径を考慮
にいれるべきである。
他の観点においては、本発明は低圧に規制された稀ガ
ス中の窒素の反応性雰囲気中、マグネトロンスパッター
手段を備えた室内で、陽極基材と陰極クロムターゲット
の間に形成させた電場を磁場と組み合わせて使用して、
プラズマを発生させながら、非平衡のクロム−窒素合金
が付着されるような操作条件でクロムをスパッタリング
することを含む導電性基材上に良好な摩擦特性を付与す
るために該基材をコーティングする方法であって、該方
法において、稀ガス中の窒素分圧を、１相合金が介在窒
素で飽和される予め決められる最低限の圧力と、六方晶
の窒化クロム（Cr2N）が形成され始める予め決められる
最大限の圧力との間に設定し、その結果、合金が100原
子当たり87〜68原子のクロム原子、及び13〜32原子の窒
素原子を含み、且つ、介在窒素を含む立方晶微結晶性ク
ロム相、及び六方晶窒化クロムについての化学量論量に
比べて窒素が欠乏している正方晶窒化クロム相の２相を
含む非平衡のクロム−窒素合金を含むことを特徴とする
方法からなる。
ス中の窒素の反応性雰囲気中、マグネトロンスパッター
手段を備えた室内で、陽極基材と陰極クロムターゲット
の間に形成させた電場を磁場と組み合わせて使用して、
プラズマを発生させながら、非平衡のクロム−窒素合金
が付着されるような操作条件でクロムをスパッタリング
することを含む導電性基材上に良好な摩擦特性を付与す
るために該基材をコーティングする方法であって、該方
法において、稀ガス中の窒素分圧を、１相合金が介在窒
素で飽和される予め決められる最低限の圧力と、六方晶
の窒化クロム（Cr2N）が形成され始める予め決められる
最大限の圧力との間に設定し、その結果、合金が100原
子当たり87〜68原子のクロム原子、及び13〜32原子の窒
素原子を含み、且つ、介在窒素を含む立方晶微結晶性ク
ロム相、及び六方晶窒化クロムについての化学量論量に
比べて窒素が欠乏している正方晶窒化クロム相の２相を
含む非平衡のクロム−窒素合金を含むことを特徴とする
方法からなる。
使用温度でクロスされ得ないエネルギーバリヤーによ
り平衡合金を表す絶対的な最小値から離れた、相対的内
部結晶化エネルギーを有する準安定性合金の形成は、結
晶内の原子配列がそれらの付着形状に固定されるのに十
分な付着率を意味する。
り平衡合金を表す絶対的な最小値から離れた、相対的内
部結晶化エネルギーを有する準安定性合金の形成は、結
晶内の原子配列がそれらの付着形状に固定されるのに十
分な付着率を意味する。
これらの配位を支配する第一の条件は、明らかに、基
材の届くイオン化クロム及び窒素原子の角フラックス及
びこれらの原子のエネルギーレベルである。支配する法
則はよく知られていないが、実際には、オペレーターが
測定しうる付着パラメーター、即ち室内の全圧、窒息分
圧、放電を横切る電位降下、放電の強度、及びある程度
まではイオンの軌道を変化させるだけでよい。これらの
パラメーターは部分的には放電領域において相互に依存
し合い、オペレーターは総括的なパラメーターを調整す
る。
材の届くイオン化クロム及び窒素原子の角フラックス及
びこれらの原子のエネルギーレベルである。支配する法
則はよく知られていないが、実際には、オペレーターが
測定しうる付着パラメーター、即ち室内の全圧、窒息分
圧、放電を横切る電位降下、放電の強度、及びある程度
まではイオンの軌道を変化させるだけでよい。これらの
パラメーターは部分的には放電領域において相互に依存
し合い、オペレーターは総括的なパラメーターを調整す
る。
特に、圧力調整方法は、本質的には変動的であり、ポ
ンプシステムに常時結合される室内のガス流入量の調整
により得られる。圧力の分配は室内では均一であり得な
いと理解されるであろう。さらに放電領域における種々
の要因（ターゲット及び基材の支持）及び放電自体の存
在が局所的な圧力の変動を引き起こす。
ンプシステムに常時結合される室内のガス流入量の調整
により得られる。圧力の分配は室内では均一であり得な
いと理解されるであろう。さらに放電領域における種々
の要因（ターゲット及び基材の支持）及び放電自体の存
在が局所的な圧力の変動を引き起こす。
従って、本発明による付着範囲の両側に対する最小及
び最大圧力は、実験的に決定されなければならず、特別
なスパッター室及び特別な付着条件によってのみ変化し
うる。
び最大圧力は、実験的に決定されなければならず、特別
なスパッター室及び特別な付着条件によってのみ変化し
うる。
特定のスパッター室及び操作条件、特に該室の全圧及
びプラズマの電力量については、前記室中、前記操作条
件で、特にクロムの基材への適当な付着率が得られるよ
うに室内の全圧及びプラズマ発生電力が基材上にクロム
が適当な速度で付着されるように設定して、前記室及び
前記操作条件についての窒素分圧の最小値及び最大値を
決定するために、多数の基材上へ多数の付着を窒素分圧
を変動させながら行い、得られた付着物に結晶学的分析
を行うのが好ましい。
びプラズマの電力量については、前記室中、前記操作条
件で、特にクロムの基材への適当な付着率が得られるよ
うに室内の全圧及びプラズマ発生電力が基材上にクロム
が適当な速度で付着されるように設定して、前記室及び
前記操作条件についての窒素分圧の最小値及び最大値を
決定するために、多数の基材上へ多数の付着を窒素分圧
を変動させながら行い、得られた付着物に結晶学的分析
を行うのが好ましい。
稀ガスの圧力は好ましくは0.1及び0.5Paであり、窒素
分圧は好ましくは0.01〜0.1Paである。
分圧は好ましくは0.01〜0.1Paである。
放電量は、好ましくは陰極領域（クロムターゲット）
について250〜1200w/dm2である。
について250〜1200w/dm2である。
好ましい付着率は、１〜10nm/sである。
本発明の第二の特性及び効果は、いくつかの実施例に
関する下記の記載から明らかである。
関する下記の記載から明らかである。
実施例1:操作条件の決定 金属蒸着源及び30（0.03m3）の室を有する直流マグ
ネトロン陰極スッター真空蒸着装置を使用した。
ネトロン陰極スッター真空蒸着装置を使用した。
ターゲット陰極は、表面積が2dm2の99.9％の純粋なク
ロムである。室内の雰囲気は、0.24Paの全圧のアルゴン
及び窒素の混合物である。
ロムである。室内の雰囲気は、0.24Paの全圧のアルゴン
及び窒素の混合物である。
磨砕した平衡なパイプ形状の鋼基材を陰極から6cm離
して使用した。陰極の電力量は1800Wに設定した。
して使用した。陰極の電力量は1800Wに設定した。
基材温度は約200℃であった。
これらの条件を用いると１時間で11μｍの厚さのコー
ティングが得られた。これは3nm/sの付着率を示す。
ティングが得られた。これは3nm/sの付着率を示す。
一連の基材を、窒素分圧を、0.01Pa毎に0.03Pa〜0.09
Paに増加させながらコーティングした。
Paに増加させながらコーティングした。
0.03Paでコーティングした基材において、解析図は、
比較的強い格子の歪みを有する立方晶の単一相の合金を
示す。これは、EP−Ａ−0074322号の書類に記載された
合金に典型的な図であった。
比較的強い格子の歪みを有する立方晶の単一相の合金を
示す。これは、EP−Ａ−0074322号の書類に記載された
合金に典型的な図であった。
0.04〜0.08Paの圧力でコーティングされた基材につい
ては、該図は0.03Paで生成した合金に類似する立方晶を
有し、微細な結晶に典型的な線の拡大を有する２相合金
を示す。他の相は、1.1〜1.3の格子定数比を有する正方
晶構造を有していた。
ては、該図は0.03Paで生成した合金に類似する立方晶を
有し、微細な結晶に典型的な線の拡大を有する２相合金
を示す。他の相は、1.1〜1.3の格子定数比を有する正方
晶構造を有していた。
0.09paでコーティングした基材については、立方晶相
（クロム）及び六方晶相（公知のCr2N窒化物）を有する
２相の合金を示した。
（クロム）及び六方晶相（公知のCr2N窒化物）を有する
２相の合金を示した。
これらの結果に基づき、その上下でクロム相及び正方
晶窒化物相を有する２相合金が形成する窒素分圧の最小
値及び最大値が、各々0.035及び0.085Paであることが推
測されうる。0.03、0.04、0.08及び0.09Paの窒素分圧で
得られたコーティングの化学分析は、これらの限定に対
応する窒素原子の比率が実質的に13原子％及び32原子％
であること（可能な測定の精密度において）を示す。本
方法により決定された分圧の限定は、本実施例の操作条
件についてのみ有効であることに注意すべきである。
晶窒化物相を有する２相合金が形成する窒素分圧の最小
値及び最大値が、各々0.035及び0.085Paであることが推
測されうる。0.03、0.04、0.08及び0.09Paの窒素分圧で
得られたコーティングの化学分析は、これらの限定に対
応する窒素原子の比率が実質的に13原子％及び32原子％
であること（可能な測定の精密度において）を示す。本
方法により決定された分圧の限定は、本実施例の操作条
件についてのみ有効であることに注意すべきである。
実施例２ 操作条件は、実施例１と同様にして、アルゴン分圧は
0.2Paとし、窒素分圧は0.04Paとした。
0.2Paとし、窒素分圧は0.04Paとした。
分析したコーティングは、窒素15原子％を含有してい
た。
た。
構造は、硬度に際立った微結晶クロム相及び正方晶窒
化物であり、（絶対）格子パラメーターは下記のとおり
である。
化物であり、（絶対）格子パラメーターは下記のとおり
である。
ａ＝285.7pm ｃ＝330.6pm 測定されたヌープ硬度は2100であった。
実施例３ 実施例１及び２で使用したのと同じ装置を使用し、操
作条件をわずかに変化させた。
作条件をわずかに変化させた。
アルゴン分圧 0.3Pa 窒素分圧 0.06Pa 陰極放電電力量 2200W 基材温度 350℃ 地面に対する基材バイアス −100V 電源／基材距離 5cm 期間 １時間 得られたコーティングの分析により、下記の結果が得
られた。
られた。
組成： 20原子％の窒素 下記の格子定数を有する微結晶クロム相及び正方晶窒化
物を有する２相構造： ａ＝280.7pm ｃ＝350.4pm 比 1.25 ヌープ硬度： 2300 実施例４ 14dm2の陰極を有する1m3の真空蒸着室を使用した。
物を有する２相構造： ａ＝280.7pm ｃ＝350.4pm 比 1.25 ヌープ硬度： 2300 実施例４ 14dm2の陰極を有する1m3の真空蒸着室を使用した。
操作条件を下記に示す。
アルゴン分圧 0.25Pa 窒素分圧 0.06Pa 陰極電力量 6000W 基材温度 220℃ 基材を地面に対して−100Vでバイアスをかけたターン
テーブルに載せた。
テーブルに載せた。
期間:3時間 コーティング分析の結果を下記に示す。
組成： 20原子％の窒素 下記の格子定数を有する微結晶クロム相及び正方晶窒化
物を有する２相構造： ａ＝286.5pm ｃ＝321.7pm ヌープ硬度： 1800 輝かしい外観（微細な粒を意味する） 実施例５ 平行なパイプ状の鋼サンプル上に10μｍの厚さのコー
ティングについて試験を行った。他の摩擦部材は、高速
鋼環であり、摩擦は水中で0.55m/sの速度で、20daNの負
荷で生じさせた。摩擦部材の間の接触は、平面／シリン
ダー型であった。摩擦係数及び摩耗率を調べた。
物を有する２相構造： ａ＝286.5pm ｃ＝321.7pm ヌープ硬度： 1800 輝かしい外観（微細な粒を意味する） 実施例５ 平行なパイプ状の鋼サンプル上に10μｍの厚さのコー
ティングについて試験を行った。他の摩擦部材は、高速
鋼環であり、摩擦は水中で0.55m/sの速度で、20daNの負
荷で生じさせた。摩擦部材の間の接触は、平面／シリン
ダー型であった。摩擦係数及び摩耗率を調べた。
三つのコーティングを試験した。
Ａ）実施例２で得られたタイプのコーティング Ｂ）２重量％の窒素（７原子％）を含む体心立方構造
（クロム）を有する過飽和固溶体の形態の単一相のクロ
ム−窒素合金コーティング Ｃ）クロム相及び立方晶Cr2N窒化クロム相を有する２相
のクロム−窒素合金 結果を下記に示す。
（クロム）を有する過飽和固溶体の形態の単一相のクロ
ム−窒素合金コーティング Ｃ）クロム相及び立方晶Cr2N窒化クロム相を有する２相
のクロム−窒素合金 結果を下記に示す。
試験が順調に１時間行われ、得られたコーティングＡ
は摩擦領域内に欠陥のない磨かれた外観を有していた。
は摩擦領域内に欠陥のない磨かれた外観を有していた。
コーティングＢの試験は、摩擦が全コーティングを摩
耗する前に中断されなければならず、これは約40分間で
生じた。
耗する前に中断されなければならず、これは約40分間で
生じた。
コーティングＣの試験は、局所化した結合が見られる
20分後に中断すなければならなかった。プロファイルプ
ロジェクション及び摩擦領域のスキャンニング電子顕微
鏡により、その脆性の原因となりうるコーティングのス
ケールが見出された。タイプＣの層の脆性は、負荷を増
加させていきながら、ダイヤモンド圧子を用いる試験下
で表面を摩擦すること及び生じる雑音のレベルを測定す
ること含むスクラッチ試験により示された。タイプＡの
コーティングについては、圧子がコーティングを貫通し
て基材に達するまで雑音が生じなかった。しかしなが
ら、タイプＣのコーティングについては、圧子は雑音を
生じるスケールを引き起こした。
20分後に中断すなければならなかった。プロファイルプ
ロジェクション及び摩擦領域のスキャンニング電子顕微
鏡により、その脆性の原因となりうるコーティングのス
ケールが見出された。タイプＣの層の脆性は、負荷を増
加させていきながら、ダイヤモンド圧子を用いる試験下
で表面を摩擦すること及び生じる雑音のレベルを測定す
ること含むスクラッチ試験により示された。タイプＡの
コーティングについては、圧子がコーティングを貫通し
て基材に達するまで雑音が生じなかった。しかしなが
ら、タイプＣのコーティングについては、圧子は雑音を
生じるスケールを引き起こした。
詳細には報告できない多くの試験が行われた。これら
の試験は特に、正方晶窒化物が現れうる領域の境界を決
定することに関し、窒素の濃度がクロム中の侵入型固溶
体の飽和直後の13原子％からの範囲であること、及び32
原子％を越えると公知の熱力学的に安定な六方晶Cr2N窒
化物のみが形成されることを示す。このことにより、正
方晶窒化物がクロムと組み合わされた場合にのみ安定で
ありうることが提案される。
の試験は特に、正方晶窒化物が現れうる領域の境界を決
定することに関し、窒素の濃度がクロム中の侵入型固溶
体の飽和直後の13原子％からの範囲であること、及び32
原子％を越えると公知の熱力学的に安定な六方晶Cr2N窒
化物のみが形成されることを示す。このことにより、正
方晶窒化物がクロムと組み合わされた場合にのみ安定で
ありうることが提案される。
試験は、正方晶窒化物の格子定数の比a/cが1.05未満
又は1.5を越えることはできないことも示した。
又は1.5を越えることはできないことも示した。
試験は、付着条件についても行われる。付着率は、厚
さの増加率により表され、これは１〜10mm/sである。
さの増加率により表され、これは１〜10mm/sである。
これらの付着率によると、適当な放電の電力量は、陰
極（又はターゲット）の250〜1200w/dm2である。最も適
する圧力は、全圧が0.1〜0.5Paであり、窒素分圧が0.01
〜0.1Paである。
極（又はターゲット）の250〜1200w/dm2である。最も適
する圧力は、全圧が0.1〜0.5Paであり、窒素分圧が0.01
〜0.1Paである。
実際には、0.1μｍ未満の厚さのコーティングは非常
に速く摩耗することが見出されている。それらの持続性
は、基材が完全に磨かれていない場合には疑わしい。他
方、50μｍ以上の厚さの場合は、通常摩擦に抵抗するの
に適当な厚さより多いが、それらを得るための時間が長
く成り過ぎるであろう。また、そのようなコーティング
は、基材のもとの寸法に深刻な変化を与えるかもしれな
い。
に速く摩耗することが見出されている。それらの持続性
は、基材が完全に磨かれていない場合には疑わしい。他
方、50μｍ以上の厚さの場合は、通常摩擦に抵抗するの
に適当な厚さより多いが、それらを得るための時間が長
く成り過ぎるであろう。また、そのようなコーティング
は、基材のもとの寸法に深刻な変化を与えるかもしれな
い。
従って、厚さは好ましくは５〜20μｍであると推定さ
れうる。
れうる。
当然ながら、本発明は上記の実施例に限定されること
はなく、特許請求の範囲に記載された全範囲を包含する
ものである。
はなく、特許請求の範囲に記載された全範囲を包含する
ものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 パスカル フォール フランス国 12200 ヴィレフランンシュ ド ルーエルギュ アベニュー ド シャ ン ルージュ （番地なし) (56)参考文献 特開 昭62−87423（ＪＰ，Ａ)
Claims (9)
- 【請求項１】100原子当たり87〜68原子のクロム原子、
及び13〜32原子の窒素原子を含み、且つ、介在窒素を含
む立方晶微結晶性クロム相、及びCr2N窒化物についての
化学量論量に比べて窒素が欠乏している正方晶窒化クロ
ム相の２相を含む非平衡のクロム−窒素合金を含む基材
上に良好な摩擦特性を付与するためのコーティング。 - 【請求項２】正方晶窒化物の格子定数の比が、1.02〜1.
5である請求項（１）記載のコーティング。 - 【請求項３】厚さが0.1〜50μｍである請求項（１）記
載のコーティング。 - 【請求項４】厚さが５〜20μｍである請求項（３）記載
のコーティング。 - 【請求項５】低圧に規制された稀ガス中の窒素の反応性
雰囲気中、マグネトロンスパッター手段を備えた室内
で、陽極基材と陰極クロムターゲットの間に形成させた
電場を磁場と組み合わせて使用して、プラズマを発生さ
せながら、非平衡のクロム−窒素合金が付着されるよう
な操作条件でクロムをスパッタリングすることを含む導
電性基材上に良好な摩擦特性を付与するために該基材を
コーティングする方法であって、該方法において、稀ガ
ス中の窒素分圧を、１相合金が介在窒素で飽和される予
め決められる最低限の圧力と、六方晶の窒化クロム（Cr
2N）が形成され始める予め決められる最大限の圧力との
間に設定し、その結果、合金が100原子当たり87〜68原
子のクロム原子、及び13〜32原子の窒素原子を含み、且
つ、介在窒素を含む立方晶微結晶性クロム相、及び六方
晶窒化クロムについての化学量論量に比べて窒素が欠乏
している正方晶窒化クロム相の２相を含む非平衡のクロ
ム−窒素合金を含むことを特徴とする方法。 - 【請求項６】クロムの基材への適当な付着率が得られる
ような室及び操作条件、特に室内の全圧及びプラズマ発
生電力で、前記室及び前記操作条件についての窒素分圧
の最小値及び最大値を決定するために、多数の基材上へ
多数の付着を窒素分圧を変動させながら行い、得られた
付着物に結晶学的分析を行うことを特徴とする請求項
（５）記載の方法。 - 【請求項７】稀ガスの圧力が0.1〜0.5Paであり、窒素分
圧が0.01〜0.1Paであることを特徴とする請求項（５）
記載の方法。 - 【請求項８】電力量が陰極表面に対して250〜1200w/dm2
であることを特徴とする請求項（５）記載の方法。 - 【請求項９】付着の厚さの増加率が１〜10nm/sであるこ
とを特徴とする請求項（５）記載の方法。
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|---|---|---|---|
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| FR8913739 | 1989-10-20 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03140461A JPH03140461A (ja) | 1991-06-14 |
| JPH083143B2 true JPH083143B2 (ja) | 1996-01-17 |
Family
ID=9386596
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2278879A Expired - Lifetime JPH083143B2 (ja) | 1989-10-20 | 1990-10-17 | クロム―窒素合金表面コーティング及びその形成方法 |
Country Status (9)
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|---|---|
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| EP (1) | EP0425336B1 (ja) |
| JP (1) | JPH083143B2 (ja) |
| KR (1) | KR960015374B1 (ja) |
| BR (1) | BR9005291A (ja) |
| CA (1) | CA2027972C (ja) |
| DE (1) | DE69010305T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| US5672386A (en) * | 1994-10-27 | 1997-09-30 | Kabushiki Kaisha Riken | Process for forming a coating of chromium and nitrogen having good wear resistance properties |
| JP3766445B2 (ja) * | 1994-12-27 | 2006-04-12 | 日本ピストンリング株式会社 | 内燃機関用ピストンリング |
| FR2744461B1 (fr) | 1996-02-01 | 1998-05-22 | Tecmachine | Nitrure de titane dope par du bore, revetement de substrat a base de ce nouveau compose, possedant une durete elevee et permettant une tres bonne resistance a l'usure, et pieces comportant un tel revetement |
| US6212997B1 (en) | 1999-02-01 | 2001-04-10 | Nordson Corporation | Reciprocating fluid pumps with chromium nitride coated components in contact with non-metallic packing and gasket materials for increased seal life |
| DE19952549A1 (de) * | 1999-11-02 | 2001-05-03 | Hauzer Techno Coating Europ B | Substrat mit einer Chrom-Nitrid-Schicht |
| US6344246B1 (en) | 2000-05-10 | 2002-02-05 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Laser irradiation induced non-skid surface layer formation on substrate |
| US7294077B2 (en) * | 2004-02-24 | 2007-11-13 | General Motors Corporation | CVT belt with chromium nitride coating |
| DE102004043550B4 (de) * | 2004-09-09 | 2012-02-16 | Schaeffler Technologies Gmbh & Co. Kg | Verschleißfeste Beschichtung, ihre Verwendung und Verfahren zur Herstellung derselben |
| JP2007084840A (ja) * | 2005-09-20 | 2007-04-05 | Nagaoka Univ Of Technology | 高硬度材料、及びその製造方法 |
| US7891669B2 (en) * | 2007-06-16 | 2011-02-22 | Mahle International Gmbh | Piston ring with chromium nitride coating for internal combustion engines |
| US8092922B2 (en) * | 2008-06-30 | 2012-01-10 | GM Global Technology Operations LLC | Layered coating and method for forming the same |
| US9416434B2 (en) * | 2012-03-16 | 2016-08-16 | Tpr Co., Ltd. | High-toughness coating film and sliding member |
| JP6808560B2 (ja) * | 2017-04-03 | 2021-01-06 | 株式会社豊田中央研究所 | 摺動システム |
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-
1989
- 1989-10-20 FR FR8913739A patent/FR2653452B1/fr not_active Expired - Lifetime
-
1990
- 1990-10-11 ES ES90402840T patent/ES2058851T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1990-10-11 DE DE69010305T patent/DE69010305T2/de not_active Expired - Fee Related
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- 1990-10-16 US US07/597,011 patent/US5160537A/en not_active Expired - Lifetime
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- 1990-10-17 JP JP2278879A patent/JPH083143B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1990-10-18 CA CA002027972A patent/CA2027972C/fr not_active Expired - Lifetime
- 1990-10-19 BR BR909005291A patent/BR9005291A/pt not_active IP Right Cessation
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