JP5379934B2 - ダイヤモンド・コーティングした工具およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、請求項１の前文に記載する様に、特に機械加工用のコーティング済み工具、および該工具の製造プロセスに関する。

ダイヤモンド・コーティング工具とも呼ばれる上記コーティング済み工具を製造するためには、今迄ＣＶＤプロセスが使用されてきた。特に、切削により、あるいは切削以外の方法で、加工対象の加工片を形成するための高性能な工具の基板材料として、上記プロセスで形成されたダイヤモンド層を含む焼結炭化物またはサーメット材を使用している。これらの基板材料は、例えば、窒化物等を添加することができる炭化物、通常は、コバルトおよび／またはニッケルおよび／または鉄である金属マトリックス内に埋設されている炭化物からなる。周知の例としては、０．２〜２０重量％のコバルトを含む炭化タングステンがある。

基板にダイヤモンド層をコーティングするための通常のプロセスの場合には、多くの場合、従来のダイヤモンド層において、工具を使用不能にするチッピングが頻繁に発生する。

それ故、ダイヤモンドでコーティングされた従来の工具の寿命は、チッピングによりかなり短くなる。

ＥＰ０２７９８９８は、担体にダイヤモンド・フィルムの形で耐摩耗層をコーティングするためのプロセスを開示している。この場合、担体上には、下に位置する層と比較した場合、それぞれ、より高い画分およびより高い弾性係数を持つ複数の層が順次コーティングされる。この参考文献の開示によると、複数の層のチッピングを防止するために、担体から外部のダイヤモンド層までの弾性係数の勾配を平坦にしょうとする試みが行われている。しかし、実行するプロセスのステップの数を考えた場合、このプロセスは非常にコストが高い。さらに、このプロセスは、摩耗による応力が存在する場合、何時でも満足できる結果が得られるとは限らない。

ＥＰ０７５２２９３ Ａ２は、ダイヤモンドでコーティングした素子およびその製造方法を開示している。この参考文献は、最初に、担体に小さなダイヤモンド画分を含む炭素層をコーティングし、その後で、もっと大きなダイヤモンド画分を含む炭素層を蒸着する方法を開示している。このプロセスは、数回反復して行うことができる。

米国特許第５１３９３７２号は、工具のエッジ部に使用する切削ビットの設計を開示している。具体的に説明すると、上記参考文献は、炭素／ダイヤモンドの二重層の蒸着を開示している。この場合、第１のステップにおいて、二酸化シリコンの補助担体または中間担体上に多結晶ダイヤモンドの高い画分を含む混合層が蒸着され、その後で、多結晶ダイヤモンドの低い画分を含む層が蒸着される。その後で、エッチングにより中間担体が除去きれ、参考文献の発明により、「より低い濃度の」ダイヤモンド層の助けを借りて、半田づけにより工具基板上に固定される。従って、工具が完成した場合、より高いダイヤモンド画分を含むダイヤモンド層が、切削ビットの露出側に位置することになる。さらに、この参考文献は、完成工具上の切削ビットの露出側が、より低いダイヤモンド画分を含む炭素層を持ち、工具基板に半田づけにより取り付けられた上記炭素層が、より高いダイヤモンド画分を持つ比較例も開示している。上記参考文献が開示している類似の比較のための試みによると、切削ビットの露出側が、より低いダイヤモンド画分を含む炭素層により形成されているこれらの工具は、層の順序が逆になっている工具と比較した場合、結果がかなり劣っていることも示している。
ＥＰ０５９６６１９Ａ１は、摩耗指示体を設けたダイヤモンド・コーティング製品を記載している。電気的若しくは光学的な特性が異なる２つのダイヤモンド層を設けて、ダイヤモンド・コーティングの摩耗を示す手段としている。開示されたプロセス条件によれば、各ダイヤモンド層は通常の柱状構造である。

ここからスタートして、本発明の目的は、基板と、この基板上にコーティングした炭素層を持つコーティング済み工具を生成することである。この工具の場合、ダイヤモンド結晶構造の炭素により、炭素層がチッピングする恐れが大きく低減する。さらに、本発明のもう一つの目的は、上記工具の製造プロセスを特定することである。

上記目的は、請求項１記載の特徴を持つ工具により達成される。本発明の場合、「工具」という用語は、素子の摩擦抵抗の働きをするコーティングを持つ各素子を含む。このような工具の例としては、ミル、ドリル、ツイスト・ドリル、リーマ、ねじ切り盤、研磨工具、ツルーイング工具およびホーニング工具、絞り成形工具のような成形／型削り工具、型抜き工具および押し抜き工具、および上記各種製品の消耗部品である、フェアリーダ・ブッシュ、ランド、ガイド面部、スライド面部、滑りベアリングおよび切削面部等がある。最も顕著な例は、ツイスト・ドリルのガイド面部、リーマのガイド面部およびインサートの切削面部である。最後の例では、大部分の工具の場合、切削素子は、素子が工具と一体になるようにブレードの位置を決める滑り面と一緒になる。このような組合わせの場合、平滑なダイヤモンド層は特に有利である。何故なら、このような面は高い硬度を持ち、摩擦係数が低いからである。素子は、工具に装着することもできるし、ある工具面に構成することもできる。多くの場合、工具のコーティングは、工具のエッジ部を含む。

都合のよいことに、例えば、加工片を機械加工するための工具の場合には、先に使用したダイヤモンド・コーティングにより、第１の炭素層内のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が非常に大きい。第１の炭素層と比較した場合、第２の炭素層は、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が少なく、全体的に、炭素層内の亀裂の発生を効果的に低減することができ、その結果、チッピングの発生が遥かに少なくなることが非常に明確に分かっている。

原則として、第１および第２の炭素層においては、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が高度に支配的である（８０〜１００％）。これらの層は、多くの場合、文献中でダイヤモンド層と呼ばれる。残りの炭素は、グラファイトまたは無定型相である。

第１および第２の炭素層の熱膨張率は異なっているので、そのため亀裂の発生が少なくなると推定される。第１の炭素層と比較した場合、グラファイト結晶構造および無定型構造を持つ炭素の画分は、第２の炭素層の方が多いので、第１の炭素層と比較した場合、第２の炭素層の熱膨張率も高くなる。第２の炭素層は、通常、非ダイヤモンド構造の炭素で囲まれているナノ結晶ダイヤモンドから構成する。かかる炭素は、第２の炭素層の熱膨張率を増大する働きをする。基板上のナノ結晶ダイヤモンド・フィルムの形成は、例えば、１９９８年９月発行の、「材料研究協会のＭＲＳ公報」、２３巻、９号、３２〜３３ページ掲載の、Ｄｉｅｔｅｒ Ｍ．Ｇｒｕｅｎの、「ナノ結晶ダイヤモンド・フィルムの核形成、成長およびマイクロ構造」に記載されている。

基板、及び第１および第２の炭素層内の熱膨張率の上記数値は、下記の効果を持つことがあると推定される。

従来技術において周知のように、第１の炭素層は、６００℃以上の基板温度で蒸着され、その後で、完成した素子は冷却される。通常の基板材料の熱膨張率は、ダイヤモンド結晶構造の熱膨張率のほぼ整数倍（例えば、焼結炭化物の場合の約５倍）であるので、第１の炭素層内に圧縮応力が発生する。第１の炭素層より高い熱膨張率を持つ第２の炭素層をコーティングすることにより、第２の炭素層は、第１の炭素層上に追加の圧縮応力を加え、その結果、チッピングの発生は最大限度防止される。より詳細に説明すると、第１および第２の炭素層内の応力状態の違いにより、例えば、コーティングした材料に発生した亀裂を第２の炭素層だけにとどめ、亀裂の先端が基板まで届かないようにすることができる。ついでに説明すると、応力特性は、何時でも、炭素層の界面に平行な方向を向いている。通常、圧縮応力は、基板から遠くなればなるほど増大する。

コーティング済み素子のもう一つの利点は、第２の炭素層の延性および平滑性により亀裂の発生がさらに少なくなることである。

さらに、機械加工のために、コーティング済み素子を使用すると、切削力および材料のスミアリングする傾向が少なくなる。何故なら、通常外側の層として使用される炭素層の平滑さよりも、第２の炭素層の方がもっと平滑になるからである。その結果、同様に、寿命が延び、また処理した加工片面の品質が向上し、特に平滑になる。

第１および第２の炭素層の他に、コーティング済み工具は、また、もう一つ材料層を持つことができる。本明細書で使用する「基板」という用語は、第１の炭素層の下に位置する材料を意味するものと理解されたい。もう一つの材料層を第１の炭素層と第２の炭素層との間に配置することもできるし、基板からみて、第２の炭素層の外側に配置することもできる。本質は、基板からみて、内側から外側へかけて、まずダイヤモンド結晶構造を持つ所定の画分の炭素を含む炭素層が配置され、その外側に第２の炭素層が配置される。

第２の炭素層を第１の炭素層に直接コーティングすることができる。この実施形態は、炭素層の接着強度およびその亀裂に対する抵抗の点で非常に優れている。

しかし、同様に、第１の炭素層と第２の炭素層との間に中間層を形成することもでき、その場合には、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分は、第１の炭素層から第２の炭素層の方向に次第に減少していく。この実施形態は、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分における遷移が急激に起こらないで、空間内を連続しているという点で、上記実施形態とは本質的に異なる。

好適には、工具の第１の炭素層および第２の炭素層の全体の厚みは、１〜４０μｍの範囲内にあることが好ましく、その数値の範囲は、それぞれ、４〜２０μｍおよび６〜１５μｍであり、炭素層の接着力はさらに優れたものになる。

好適には、第１の炭素層は、５１４ｎｍの波長のレーザ光線（アルゴン・イオン・レーザの発光線）により照射された場合、第１の炭素層が、以下のラマン・スペクトルを発生するような構造を持つことが好ましい。この場合には、信号背景（バックグランド）を差し引いた後で、１５６０ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持たない炭素を表すピークＦに対する、１３３２ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持つ炭素を表すピークＳの輝度比Ｋ_Ａは、無限大から０．５の範囲内にある。この場合、Ｋ_Ａ＝Ｉ（Ｓ_Ａ）／Ｉ（Ｆ_Ａ）は、第１の炭素層のダイヤモンド値である。

１５６０ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持たない炭素を表すピークＦに対する、１３３２ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持つ炭素を表すピークＳの輝度比Ｋ_Ａは、さらに好適には、１０〜１．０の範囲内にあることが好ましい。この範囲は、異なる、例えば、グラファイトまたは無定型構造の炭素に対する、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分の比の場合に、第１の炭素層に対して特に好ましいことが分かっている。

好適には、第２の炭素層は、５１４ｎｍの波長のレーザ光線により照射された場合、第２の炭素層が以下のラマン・スペクトルを発生するような構造を持つことが好ましい。この場合には、信号背景を差し引いた後で、１５６０ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持たない炭素を表すピークＦに対する、１３３２ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持つ炭素を表すピークＳの輝度比Ｋ_Ｂは、２から０の範囲内にある。この場合、Ｋ_Ｂ＝Ｉ（Ｓ_Ａ）／Ｉ（Ｆ_Ａ）は、第２の炭素層のダイヤモンド値である。

１５６０ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持たない炭素を表すピークＦに対する、１３３２ｃｍ^−１の波長でダイヤモンド結晶構造を持つ炭素を表すピークＳの輝度比Ｋ_Ｂは、さらに好適には、１〜０．１の範囲内にあることが好ましい。

第２の条件は、第２の炭素層内のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が、第１の炭素層内のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分より小さい、すなわち、Ｋ_Ａ＞Ｋ_Ｂである範囲内の上記すべてのデータに適用される。原則として、第１の炭素層の場合のピークＦ、および第２の炭素層の場合のピークＳが、それぞれ、ラマン・スペクトルから完全に消失することも可能である。

好適には、第２の炭素層は、０．５μｍの最小の厚みを持つことが好ましい。このような厚みにすると、従来のＣＶＤダイヤモンド・コーティング・プロセスの終わりのところで発生する影響を打ち消せるが、この場合には、本明細書においては、層とは呼べない数層の原子を含むダイヤモンド構造を持たない膜が発生する恐れがある。しかし、決定的な方法は、第１の炭素層だけの場合と比較した場合、基板上の層の接着性が著しく増大するように、第２の炭素層の厚みを選択することである。

請求項１０記載の、炭素でコーティングされた工具基板を製造するための方法も、本発明の主題である。

ダイヤモンド結晶構造の炭素の高い画分を含む炭素層をコーティングする場合の、最も重要なパラメータは周知である。これらのパラメータとしては、メタンのような炭素キャリヤ・ガスの供給と、分子状の水素の供給と、第１に炭素層の厚みを設定する基板温度およびコーティング時間の適当な設定等がある。

できるだけ大きいダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分を得る為に、第１の炭素層をコーティングするためのプロセス条件は、好適には、ステップａ）において最適化することが好ましい。これにより、優れた摩耗耐久性を持つ素子に対する周知のダイヤモンド・コーティングが行われる。

ステップｂにおいては）、第１の層より、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分を少なくするために、好適には、ステップａ）の処理条件を変更することが好ましい。

図面を参照しながら、本発明をさらに詳細に説明するが、これは単に例示としてのものに過ぎない。

最初に、ダイヤモンド結晶構造を持つ、その炭素の画分が相互に異なる二つの炭素層Ａ、Ｂを持つ素子を作成することができる例示としてのプロセスについて説明する（図１と比較されたい）。

上記プロセスは、いわゆる高温フィラメント・プロセスである。

６重量％のＣｏを含み、残りが平均結晶粒度１．５μｍの炭化タングステンからなる基板を前処理する為に、最初に、室温で１０％の濃度の硝酸で１０分間エッチングする。その後で、２００ｍｌの蒸留水および５μｍの平均粒度の８カラットのダイヤモンド粉末からなる懸濁液で３分間基板面に種晶を植え付けた。

その後のプロセスは、多重フィラメント・コーティング装置で行われる。この装置においては、一つまたはそれ以上の基板が、相互に平行に配列されている加熱素子の二つの面の間に配置されている。上記二つの面も、相互に平行に配列されている。ダイヤモンドでコーティングされた工具を製造するためのプロセスを実行するための最も重要なパラメータは、コーティング装置内の圧力、コーティング装置の雰囲気内の水素およびメタン等処理ガスの画分、コーティング装置の容積１リットル当りの全ガス流量、基板加熱温度、基板と加熱素子間の間隔およびコーティング時間である。

下記表１および２は、上記パラメータに対しての設定値を示す。表１は、第１の炭素層Ａに対する処理条件に関するもので、表２は、第２の炭素層Ｂの処理条件に関するものである。

表１と表２との比較において、ステップａ）とは対照的に、ステップｂ）の場合には、加熱素子温度、すなわち、基板温度が低くなっていて、メタン処理ガスの画分が増大していることが分かる。このようになったのは、第２の炭素層のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分を減らすためであり、グラファイト結晶構造および無定型構造の画分がそれに応じて増大している。

表１および表２は、また、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素層ＡまたはＢ内の炭素の画分に関連する、いわゆるダイヤモンド値Ｋ_ＡまたはＫ_Ｂも示す。通常、ダイヤモンド値は、炭素層のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が、増大するにつれて増大する。ダイヤモンド値の決定については、図２を参照しながら説明する。

図２は、例示としての、いわゆる、ミクロ・ラマン・スペクトルである。このようなミクロ・ラマン・スペクトルは、レーザ光線が、図１の素子の炭素層ＡおよびＢに照射された場合に測定することができる。ミクロ・ラマン・スペクトルの形は、基板Ｍ、基板Ｍ上に直接コーティングされた第１の炭素層Ａ、および第１の炭素層Ａに隣接する炭素層Ｂを備える、上記プロセスにより製造された素子の図１に示す構造により決定される。

５１４ｎｍのアルゴン・イオン・レーザの緑色光の励振波長が、一貫して使用された。スペクトルは、表面に層ＡまたはＢをコーティングした後で、また全コーティング・プロセスが終了した場合には、破断面または研磨端面から測定することができる。

図２に示すように、波数（ｃｍ^−１）に対するラマン散乱光の輝度の依存性は、ダイヤモンドとして、結晶性炭素のｓｐ^３軌道に由来する狭いライン幅の波数１３３２ｃｍ^−１の領域内で観察される。以後Ｓと表示するこのピークは、長期次数を持つダイヤモンドとしての結晶構造を表す。ピークＳは、三倍退化Ｔ_２ｇ光フォノン・モード（群論による点群Ｏ_ｈ）の励振により形成される。

さらに、図２のラマン・スペクトルは、Ｓと比較するとライン幅がかなり広い、ここではＦと呼ぶ、もう一つのピークを１５６０ｃｍ^−１の波長のところに持つ。ピークＦは、例えば、グラファイトまたは無定型相のような、ダイヤモンド結晶構造を持たない炭素の相によるものである。ピークＦは、主として、専門家の文献内でＧバンドと呼ばれるラマン散乱光によるものである。Ｇバンドは、結晶性グラファイトのＥ_２ｇモード（群論による点群Ｄ_６ｈ）の励振により形成される。しかし、炭素の無定型相および他の追加相によるライン幅の広がりも観察される。

ここで、広いバックグランドを差し引いた後におけるピーク高さＦに対するピーク高さＳの比、Ｋ_Ａ（第１の炭素層）またはＫ_Ｂ（第２の炭素層）が、炭素層内のダイヤモンドの画分の測定基準として決定される。すなわち、下記式のようになる。
Ｋ_Ａ＝Ｉ（Ｓ_Ａ）／Ｉ（Ｆ_Ａ）
Ｋ_Ｂ＝Ｉ（Ｓ_Ｂ）／Ｉ（Ｆ_Ｂ）

バックグランドは、いわゆるＤバンド、および特定の測定用設定およびレイリー散乱および蛍光放射のような他の効果に依存する散乱光を含む。図２に示すピークＳに対するバックグランドの引き算は、ピークＳの短い波長側および長い波長側に、それぞれ位置する点Ｐ１および点Ｐ２を定義することにより行われる。ピークＳの高さは、波数１３３２ｃｍ^−１の領域内の最大ピークに対する輝度値と、同じ波数に対するバックグランドの輝度との間の違いから知ることができる。点Ｐ１と点Ｐ２とを結ぶ直線は、バックグランドの輝度を推定するのに使用される。

同様に、ピークＦに対するバックグランドは、ピークＦの短い波長側に位置する点Ｐ２および点Ｐ３を結ぶ直線から知ることができる。

特殊な場合には、他のピークも同様に発生する場合があるが、もし、これらのピークが、１２００〜１７００ｃｍ^−１の波数の領域の外側に位置する場合、またはその大きさが、ピークＳおよびＦの高さより低い場合には、これらのピークは無関係なピークである。例えば、場合によっては、ナノ結晶ダイヤモンドによるピークが、１１５０ｃｍ^−１のところで観察される場合がある。ラマン・スペクトルにおけるこのピークの出現は、ナノ結晶ダイヤモンドの量に依存している。第２の炭素層にナノ結晶ダイヤモンドを生成する為に、表２に示したプロセス条件に代えて、１９９８年９月発行の、「材料研究協会のＭＲＳ公報」、２３巻、９号、３２〜３５ページ掲載の、Ｄｉｅｔｅｒ Ｍ．Ｇｒｕｅｎの、「ナノ結晶ダイヤモンド・フィルムの核形成、成長およびマイクロ構造」に記載されているプロセス条件がある。ナノ結晶ダイヤモンドは、非ダイヤモンド構造の炭素により囲まれている。それ故、第２の炭素層が、ナノ結晶ダイヤモンドを含んでいると有利である。何故なら、ナノ結晶ダイヤモンドの周囲の、非ダイヤモンド構造を持つ炭素が、第２炭素層の熱膨張率を改善するからである。

１３５５ｃｍ^−１（いわゆる、Ｄバンド）のところに発生するピークも、同様に、ラマン散乱光である。しかし、このラマン散乱光は、増大した焦点面散乱に基づく、ラマン散乱に対する選択規則に違反した場合に発生する。Ｄバンドの幅は非常に広くなり、上記のバックグランド修正により除去される。

ダイヤモンド値Ｋ_ＡおよびＫ_Ｂは、第１および第２の炭素層を識別する場合に役に立ち、数学的な意味で、厳格な単調依存性が存在する範囲内だけで、実際のダイヤモンドの画分に連関する。

ダイヤモンドの画分は、ＦおよびＳの高さが示す相対的ピークよりかなり高い。（１９９４年発行の）ダイヤモンドおよび関連材料"３"の１２７０〜１２７６ページに掲載する、Ｚｈｕ，Ｗ．他の「結合剤を使用しない、Ｗ．−Ｍｏ合成炭化物上のダイヤモンド・フィルムの特性」および他の参考文献によれば、ダイヤモンドに対するピークの散乱輝度は、他の相の散乱輝度より弱く、約１／５０〜１／１００であることが分かる。すなわち、Ｓピークが存在する場合には、層内に非常に優勢なダイヤモンドの画分が存在すると見なすべきである。

第１と第２の炭素層の間に、このような僅かな相違が存在する場合でも、基板上の炭素層全体の接着強度の点では、かなり有利な結果になる。図２の例の場合には、ダイヤモンド値は１．４５である。

図３は、長期次数を持つｓｐ^３炭素の高い画分を含む、第１の炭素層のミクロ−ラマン・スペクトルである。ピークＦは非常に低く、一方、ピークＳは非常に高い。ラマン・スペクトルを評価した結果、ダイヤモンド値が５．３であることが分かった。

断面を出すために、検査対象のダイヤモンドでコーティングした素子を破砕したり研磨する場合に、炭素層ＡおよびＢの特に有益なミクロ−ラセン・スペクトルを入手することができる。その後で、ラマン・スペクトルを、破砕または研磨した断面に基づいて、記録することができる。図５および図６を参照しながら、破砕面の外観について説明する。

図４は、本素子の第２の炭素層のミクロ−ラマン・スペクトルである。図３と比較した場合、ピークＳおよびＦの間の関係が逆になっていて、ダイヤモンド値は０．８５である。

図５および図６は、素子上の層の組織の、人工的に処理した破砕部分の電子顕微鏡写真である。図６は、図５の外部を示す。炭素層ＡおよびＢおよび基板Ｍが、それぞれ図示されている。

図７および図８を参照しつつ、従来の方法によりＣＶＤダイヤモンドでコーティングした表面構造と比較しながら、第２の炭素層Ｂ（図７）の異なる表面構造について説明する。図７の表面の場合、無定型相のより高い画分を容易に検出することができる。

コーティングされた素子の部分的且つ模式的な断面図である。 ダイヤモンド値を示す例示としてのラマン・スペクトルである。 図１の素子における第１の炭素層のラマン・スペクトルである。 図１の素子における第２の炭素層のラマン・スペクトルである。 約１，５００倍の倍率で、図１の素子におけるエッジ部の一部により作成した横断面の電子顕微鏡写真である。 約６，５００倍の倍率で得た、図５の詳細図である。 約６，５００倍の倍率で得た、図１の素子における第２の炭素層の外表面の電子顕微鏡写真である。 図７との比較のため、約６，５００倍の倍率で得た、従来のＣＶＤダイヤモンド・コーティング法により形成した炭素層の表面である。

Claims (11)

1. 所定の熱膨張率を持つ基板と、前記基板の熱膨張率より小さい熱膨張率を持ち、８０〜１００％の高度に支配的な画分でダイヤモンド結晶構造の炭素を持つ前記基板上に蒸着された第１の炭素層を備える、加工片の機械加工に適するコーティング工具であって、
   前記基板（Ｍ）から見て、前記第１の炭素層（Ａ）よりさらに外側に蒸着される少なくとも一つの第２の炭素層（Ｂ）を備え、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が、８０％以上の範囲で高度に支配的ではあるが前記第１の炭素層（Ａ）内の結晶ダイヤモンド構造を持つ炭素の所定の画分よりは少なく、前記熱膨張率が、前記第１の炭素層（Ａ）の熱膨張率より高いコーティング工具において、
   前記第２の炭素層（Ｂ）のダイヤモンドの部分が、ナノ結晶ダイヤモンドからなることを特徴とする工具。
   
2. 請求項１記載の工具において、前記ナノ結晶ダイヤモンドが非ダイヤモンド構造の炭素で囲まれていることを特徴とする工具。
   
3. 請求項１又は２記載の工具において、前記第２の炭素層（Ｂ）が、前記第１の炭素層（Ａ）の上に直接蒸着されることを特徴とする工具。
   
4. 請求項１又は２記載の工具において、前記第１の炭素層（Ａ）と前記第２の炭素層（Ｂ）との間に中間層が形成され、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の画分が、前記第１の炭素層（Ａ）から前記第２の炭素層（Ｂ）に向って次第に少なくなってゆくことを特徴とする工具。
   
5. 請求項１−請求項４の何れか１項記載の工具において、前記工具の前記第１の炭素層（Ａ）および前記第２の炭素層（Ｂ）の全体の厚みが、１〜４０μｍの範囲内にあることを特徴とする工具。
   
6. 請求項５記載の工具において、前記工具の前記第１の炭素層（Ａ）および前記第２の炭素層（Ｂ）の全体の厚みが、４〜２０μｍの範囲内にあることを特徴とする工具。
   
7. 請求項６記載の工具において、前記第１の炭素層（Ａ）および前記第２の炭素層（Ｂ）の全体の厚みが、６〜１５μｍの範囲内で形成されることを特徴とする工具。
   
8. 請求項１−請求項７の何れか１項記載の工具において、前記第２の炭素層（Ｂ）の最小の厚みが、０．５μｍであることを特徴とする工具。
   
9. 請求項１、請求項２、請求項４、請求項５、請求項６、請求項７の何れか１項記載の工具において、前記第２の炭素層（Ｂ）の最小の厚みが、０．５μｍであり、更なる材料層が、前記第１の炭素層と前記第２の炭素層との間に配されていることを特徴とする工具。
   
10. 請求項１−請求項８の何れか１項記載の工具において、更なる材料層が、前記基板から見て前記第２の炭素層の外側に配されていることを特徴とする工具。
    
11. 炭素でコーティングされ、所定の熱膨張率を持ち、加工片を機械加工する工具を製造するためのプロセスであって、
    ａ）前記工具基板（Ｍ）上に、第１の炭素層（Ａ）を蒸着するステップであって、前記炭素層（Ａ）は、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素が８０〜１００％の範囲で高度に支配的な所定の画分を含み、前記工具基板（Ｍ）より小さな熱膨張率を持つように処理条件が選択されるステップと、
    ｂ）前記基板（Ｍ）から見て、前記第１の炭素層（Ａ）よりさらに外側に位置する第２の炭素層（Ｂ）を蒸着するステップであって、前記第１の炭素層（Ａ）のダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の所定の画分と比較した場合、前記第２の炭素層（Ｂ）が、前記第１の炭素層（Ａ）より、ダイヤモンド結晶構造を持つ炭素の量が８０％以上の範囲で高度に支配的ではあるが少なくなり、熱膨張率が大きくなるように処理条件が選択されており、前記第２の炭素層（Ｂ）のダイヤモンドの部分が、ナノ結晶ダイヤモンドからなることを特徴とするプロセス。

Images