피복 절삭 공구 및 그의 제조 방법

피복 절삭 공구 및 그의 제조 방법{COATED CUTTING TOOL AND METHOD OF MAKING THE SAME}

본 발명은 금속의 칩 형성 기계가공을 위한 피복 절삭 공구에 관한 것이다. 특히, 다층 구조를 포함하는 코팅을 갖는 피복 절삭 공구에 관한 것으로서, 이 피복 절삭 공구는 절삭 작업, 특히 높은 온도를 발생시키는 절삭 작업에서 향상된 성능을 갖는다. 더욱이, 본 발명은 그 피복 절삭 공구의 제조 방법에 관한 것이다.

라운드 툴, 즉 엔드 밀, 드릴 등과 같은 금속의 칩 형성 기계가공을 위한 절삭 공구, 및 초경합금, 서멧, 입방정 질화붕소 또는 고속도 강과 같은 내구성 재료로 이루어진 인서트가 절삭 공구의 수명을 연장시키기 위해 표면 코팅으로 보통 코팅된다. 표면 코팅의 충분한 경도가 내마모성에 있어 중요하다고 인정된다. 표면 코팅은 화학적 기상 증착 (CVD) 또는 물리적 기상 증착 (PVD) 기법을 이용하여 주로 증착된다.

사용되는 제 1 내마모성 코팅들 중 하나는 질화티탄 (TiN) 으로 구성되었다. TiN 의 높은 경도, 높은 융점 및 내산화성은 비피복 절삭 공구에 비해 극적으로 향상된 성능 및 수명을 부여한다. 이러한 유리한 특성은 더 연구되었고, 오늘날 상이한 적용을 위한 절삭 공구를 위해 상이한 금속 질화물로 구성된 코팅이 사용된다. 예컨대, TiN 에 Al 이 종종 첨가되고, 이는 향상된 고온 내산화성을 제공한다.

티탄 알루미늄 질화물 (TiAlN) 코팅의 유리한 성능이 Ti-Al-N 시스템의 혼화성 갭 (miscibility gap) 에 적어도 부분적으로 할당될 수 있고, 이는 준안정 상의 안정화를 가능하게 한다는 것을 인식하였다. TiAlN 코팅이 시효 경화를 나타낸다는 것, 즉 열처리시 경도가 증가한다는 것이 또한 발견되었다. 경도의 증가는 불혼합 상들 (immiscible phases) 의 분리에 할당된다. 입방정 TiAlN 은 열처리시 약 800 ~ 900 ℃ 에서 입방정 TiN 및 입방정 AlN 으로 분해될 것이고, 이는 전위 이동 (dislocation motion) 을 제한하고 시효 경화 효과를 제공한다. 그렇지만, 약 1000 ℃ 의 온도와 같은 더 높은 온도에서는, 입방정 상은 육방정 AlN 으로의 변형을 따를 것이고, 코팅은 경도가 다시 극적으로 감소할 것이고, 이는 많은 적용에 해로울 수도 있다.

Knutsson 등의 TiAlN/TiN 다층 피복 금속 절삭 인서트의 기계가공 성능 및 분해 (Machining performance and decomposition of TiAlN/TiN multilayer coated metal cutting inserts), 표면 및 코팅 기술 205 (2011) 4005-4010 에는, PVD Ti _0.34 Al _0.66 N/TiN 다층 코팅을 갖는 피복 절삭 공구 인서트의 미세구조 특성화 및 절삭 시험이 기재되어 있다. 다층 코팅은 더 확연한 온도유도 시효 경화 효과로 인해 그리고 약 1050℃ 까지의 더 넓은 온도 범위에 걸쳐 Ti _{0 .34} Al _{0 .66} N 의 균질 코팅에 비해 강화된 열적 안정성 및 향상된 기계적 특성을 갖는 것으로 밝혀졌다. 이러한 향상은 균질 코팅에 비해 절삭 공구 인서트의 크레이터 마모 및 플랭크 마모를 감소시키는 것으로 입증되었다. 다층 피리어드 (multilayer period) 가 감소함에 따라 경도가 감소하였다는 것이 또한 밝혀졌다.

상기 시효 경화 효과가 피복 절삭 공구의 열적 안정성 및 성능을 향상시키지만, 더 높은 온도에서의 경도의 극적인 감소가 특히 Ni-계 합금, Ti-계 합금 및 경화강의 기계가공에서 여전히 문제로 남아 있다.

본 발명의 목적은, 절삭 작업, 특히 피복 절삭 공구에서 높은 온도를 발생시키는 절삭 작업에서의 향상된 성능을 갖는 피복 절삭 공구를 제공하는 것이다. 다른 목적은, 1100℃ 의 온도에 노출되더라도 코팅의 높은 경도를 제공하기 위해 피복 절삭 공구의 코팅의 열적 안정성을 증가시키는 것이다.

이러한 목적은 독립 청구항들에 따른 피복 절삭 공구 및 그의 제조 방법에 의해 달성된다.

본 발명에 따른 피복 절삭 공구는, 바람직하게는 초경합금, 서멧, 세라믹, 입방정 질화붕소 또는 고속도 강, 더 바람직하게는 초경합금 또는 서멧으로 이루어진 기판 (substrate), 및 상기 기판의 표면의 코팅을 포함한다. 코팅은,

- 시퀀스 A/B/A/B/A… 를 형성하는 교호식 (alternating) 층 A 및 층 B 로서, 층 A 및 층 B 의 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚ 이고, 층 A 는 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0 < x < 1 이며, 층 B 는 TiN 인, 교호식 층 A 및 층 B, 또는

- 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B… 를 형성하는, 교호식 층 A 와 층 B, 및 교호식 층 A 와 층 B 사이의 중간층 C 로서, 층 A 및 층 B 의 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚ 이고, 층 A 는 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0 < x < 1 이며, 층 B 는 TiN 이고, 층 C 는 층 A 및 층 B 의 각각으로부터의 하나 이상의 금속 원소를 포함하고 층 A 및 층 B 와 상이한 조성 및 구조를 갖는, 교호식 층 A 와 층 B 및 중간층 C

로 이루어진 다층 구조를 포함한다.

이러한 적용을 목적으로, 다층 구조는 적어도 10 개, 더 바람직하게는 적어도 30 개의 개별 층들을 포함한다. 다층 구조는 1100 ℃ 의 온도에 노출되더라도 높은 경도를 나타내고, 따라서 절삭 작업, 특히 피복 절삭 공구에서 높은 온도를 발생시키는 절삭 작업에서의 성능이 향상된다.

본 발명의 일 실시형태에서, 다층 구조는 시퀀스 A/B/A/B/A… 를 형성하는 교호식 층 A 및 층 B 으로 구성되고, 층 A 는 Zr _{1 - x} Al _x N 이고, 여기서 x 는 0 < x < 1 이며, 층 B 는 TiN 이다. 이 다층 구조가 절삭 작업에 사용되는 경우, 다층 구조에 열이 생성되고, 그의 미세구조는 열 발생시에 코팅이 시효 경화를 나타내도록, 즉 다층 구조의 경도가 증가하도록 변화된다. 이 시효 경화 효과는 미세구조의 변화로 인해 적어도 1100 ℃ 까지 다층 구조를 가열한 후에도 유지된다. 다층 구조의 가열시, Zr _{1 - x} Al _x N 층에서 ZrN 과 AlN 의 분리가 일어나서 TiN 층과 Zr _{1 -x} Al _x N 층 사이의 원래 계면 (original interface) 에 Zr 및 Ti 가 풍부한 층을 형성하고 원래 Zr _{1 - x} Al _x N 층의 중간에 Al-풍부 층을 형성하도록 미세구조는 변화된다. 바람직하게는, 증착된 대로의 (as-deposited) 다층 구조의 하위층들 사이에 일관성 (coherency) 이 본질적으로 존재하지 않으며, 기껏해야 가끔 하나의 하위층 (sub-layer) 으로부터 인접한 하위층으로의 계면에 일관성이 있지만, 여러 계면들에 걸쳐서는 일관성이 있지 않다. 특정 다층 구조 덕분에, 가열은 여러 하위층들에 걸쳐 신장되는 주상정 입자를 도입하지 않으며, 기껏해야 TiN-Zr _{1 - x} Al _x N 계면을 걸쳐 그리고 Zr _{1 - x} Al _x N 층을 통해 몇몇의 입자들 (grains) 이 일관성이 있지만, 다음의 Zr _{1 - x} Al _x N-TiN 계면에서는 일관성이 중단된다. 변화된 미세구조 덕분에, 경도가 증가하고, 절삭 작업에서의 성능이 향상된다.

본 발명의 일 실시형태에서, 층 A 의 Zr _{1 - x} Al _x N 은 x 가 0.02 ~ 0.35, 바람직하게는 0.10 ~ 0.35 인 낮은 Al 함량을 갖는다. 이러한 낮은 Al 함량의 경우, 층 A 는 입방정 Zr _{1 - x} Al _x N 을 포함한다. 바람직하게는 층 A 는 입방정 Zr _{1 -x} Al _x N 으로 구성되고, 층 B 는 입방정 TiN 으로 구성된다. 입방정 Zr _{1 - x} Al _x N 와 입방정 TiN 사이의 격자 불일치가 작고, 이로써 인접한 교호식 층들 사이의 일관성이 가능하게 되고, 인접한 교호식 층들 사이의 접착 (adhesion) 이 향상된다.

본 발명의 다른 실시형태에서, 층 A 의 Zr _{1 - x} Al _x N 은 x 가 0.35 ~ 0.90, 바람직하게는 0.50 ~ 0.90 인 높은 Al 함량을 갖는다. 이러한 높은 Al 함량의 경우, 층 A 는 육방정 Zr _{1 - x} Al _x N 을 포함한다. x 가 0.90 보다 더 큰 경우, 다층 구조의 미세구조의 유리한 변화가 인식되지 않을 것이다. 더 바람직하게는, 층 A 의 Zr _{1 - x} Al _x N 은 x 가 0.60 ~ 0.90, 보다 더 바람직하게는 0.70 ~ 0.90 인 높은 Al 함량을 갖고, Zr _{1 - x} Al _x N 은 육방정 상이다. 많은 다른 금속 질화물과 달리, Zr _{1 - x} Al _x N 의 육방정 상은 높은 경도 및 높은 내마모성을 갖는다.

본 발명의 일 실시형태에서, Zr _{1 - x} Al _x N 은 10 ㎚ 미만, 바람직하게는 5 ㎚ 미만의 평균 입자 폭을 갖는 나노결정질이다.

본 발명의 일 실시형태에서, 층 A 및 층 B 의 개별 층 두께가 5 ㎚ 초과 20 ㎚ 미만이다. 2 개의 층의 3 개의 층으로의 유리한 분리를 획득하는데 5 ㎚ 초과의 개별 층 두께가 바람직하다.

본 발명의 일 실시형태에서, 다층 구조는 1 ~ 20, 바람직하게는 1 ~ 15 ㎛ 의 두께를 갖는다.

본 발명의 일 실시형태에서, 코팅은 PVD 코팅이다.

본 발명의 다른 실시형태에서, 코팅은 CVD 코팅이다.

본 발명의 일 실시형태에서, 다층 구조는, 상기 교호식 층 A 및 층 B, 그리고 상기 교호식 층 A 및 층 B 사이에 위치하는 중간층 C 로 구성되고, 층 A 및 층 B 의 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚ 이고, 층 A 는 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0 < x < 1 이며, 층 B 는 TiN 으로 이루어지고, 중간층 C 는 교호식 층 A 및 층 B 의 각각으로부터의 하나 이상의 금속 원소를 포함하고 교호식 층 A 및 층 B 와 상이한 조성 및 구조를 갖는다. 이로써, 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B… 를 형성하는 층들을 갖는 다층 구조가 형성된다. 이는 절삭 공구의 사용으로 인해, 즉 다층 구조에서의 열의 발생으로 인해 다층 구조의 상기한 시효 경화에 의해 획득되는 경도와 비슷한 다층 구조의 경도를 제공한다.

본 발명의 일 실시형태에서, 중간층 C 는 층 B 의 개별 층 두께의 50 ~ 150 % 의 두께를 갖는다.

본 발명의 일 실시형태에서, 중간층 C 의 두께는 적어도 3 ㎚ 이다.

본 발명의 일 실시형태에서, 중간층 C 는 Ti _{1 - y} Zr _y N 으로 이루어지고, 여기서 y 는 y > 0, 바람직하게는 0 < y < l 이다.

본 발명의 상기한 실시형태들에 따른 절삭 공구의 일 실시형태에서, 층 A 및 층 B 의 조성은 다층 구조의 유리한 경도 특성을 악화시킴이 없이 하기에 따른 제 1, 제 2, 제 3 및 제 4 추가 원소로부터 선택되는 적어도 하나의 추가 원소를 포함한다. 층 A 는, Zr 및 Al, 및 선택적으로는 4a 족, 5a 족 및 6a 족 원소, Si, 및 Y 의 하나 이상으로부터 선택되는 제 1 추가 원소들을 포함하는 제 1 원소들; 및 N, 및 선택적으로는 C, O 및 B 의 하나 이상으로부터 선택되는 제 2 추가 원소들을 포마하는 제 2 원소들을 포함한다. 층 B 는, Ti, 및 선택적으로는 4a 족, 5a 족 및 6a 족 원소들, Si, Al 및 Y 의 하나 이상으로부터 선택되는 제 3 추가 원소들을 포함하는 제 3 원소들; 및 N, 및 선택적으로는 C, O 및 B 의 하나 이상으로부터 선택되는 제 4 추가 원소들을 포함하는 제 4 원소들을 포함한다.

본 발명은, 중간층 C 를 포함하는 상기한 실시형태들에 따른, 기판, 바람직하게는 초경합금, 서멧, 입방정 질화붕소 또는 고속도 강으로 이루어진 기판, 및 그 기판의 표면의 코팅을 포함하는 피복 절삭 공구의 제조 방법을 또한 제공한다. 본 방법은 하기 단계를 포함한다:

- 시퀀스 A/B/A/B/A… 를 형성하는 교호식 층 A 및 층 B 로 이루어진 다층 구조로서, 상기 코팅의 적어도 일부를 형성하는 층 A 및 층 B 의 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚ 이고, 층 A 는 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0 < x < 1 이며, 층 B 는 TiN 인, 상기 다층 구조를 증착시키는 단계, 및

- 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B… 를 형성하기 위해 상기 교호식 층 A 및 층 B 사이에 중간층 C 을 형성하도록 상기 코팅을 열처리하는 단계로서, 중간층 C 는 상기 교호식 층 A 및 층 B 의 각각으로부터의 하나 이상의 금속 원소를 포함하는, 상기 열처리하는 단계.

바람직하게는, 본 방법의 증착된 대로의 다층 구조의 특성은 상기한 실시형태들에 부합된다.

일 실시형태에서, 코팅은 중간층을 형성하도록 비산화성 분위기에서 적어도 1000 ℃, 바람직하게는 적어도 1100 ℃ 에서 열처리된다.

코팅은 CVD 또는 PVD 에 의해 증착될 수도 있다.

본 발명의 일 실시형태에서, 다층 구조는 스퍼터 증착, 음극 아크 증착, 증발 또는 이온 플레이팅과 같은 PVD 에 의해 증착된다.

또한, 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B… 를 형성하는 교호식 층 A, 층 B 및 층 C 로 이루어진 다층 구조는 이 층들을 차례차례 증착시킴으로써 달성될 수도 있다.

본 발명의 다른 목적, 이점 및 신규 특징은 본 발명에 대한 이하의 상세한 설명을 첨부도면 및 청구범위와 함께 고려하면 분명해질 것이다.

이제, 첨부도면을 참조하여 본 발명의 실시형태들에 대해 설명한다.

도 1 은, 온도의 함수로서 그리고 기준 코팅들과 비교하여 본 발명에 따른 코팅의 경도를 보여준다.

본 발명의 제 1 실시형태에 따른 피복 절삭 공구는 기판 및 그 기판의 PVD 코팅을 포함한다. 코팅은 시퀀스 A/B/A/B/A… 를 형성하는 교호식 층 A 및 층 B 로 이루어진 두께 1 ~ 20, 바람직하게는 1 ~ 15 ㎛ 의 다층 구조를 포함하고, 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚, 바람직하게는 5 ㎚ 초과 20 ㎚ 미만이고, 층 A 는 입방정 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0.02 ~ 0.35, 바람직하게는 0.10 ~ 0.35 이고, 층 B 는 입방정 TIN 으로 이루어진다. 바람직하게는, Zr _{1 - x} Al _x N 은 10 ㎚ 미만, 바람직하게는 5 ㎚ 미만의 평균 입자 폭을 갖는 나노결정질이다.

본 발명의 제 2 실시형태에 따른 피복 절삭 공구는 기판 및 제 1 실시형태에 따른 코팅으로부터 형성되고, 코팅의 다층 구조의 미세구조를 변화시키도록 비산화성 분위기에서 적어도 1000 ℃, 바람직하게는 적어도 1100 ℃ 에서 열처리된다. 열처리 후, 다층 구조는 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B/C/A… 를 형성하는 교호식 층 A 와 층 B 및 층 A 와 층 B 사이에 위치되는 중간층 C 로 구성되고, 각 층의 개별 층 두께는 1 ~ 30 ㎚ 이다. 층 A 는 입방정 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 구성되고, 여기서 x 는 0.02 ~ 0.35, 바람직하게는 0.10 ~ 0.35 이고, 층 B 는 입방정 TiN 으로 구성된다. 바람직하게는, Zr _{1 - x} Al _x N 은 10 ㎚ 미만, 바람직하게는 5 ㎚ 미만의 평균 입자 폭을 갖는 나노결정질이다. 층 C 는 교호식 층 A 및 층 B 의 각각으로부터의 하나 이상의 금속 원자를 포함하고, 상기 교호식 층 A 및 층 B 와 상이한 조성 및 구조를 갖는다. Zr _{1 - x} Al _x N 층에서 열처리 동안 ZrN 과 AlN 의 분리 때문에, Zr 및 Ti 가 풍부한 층 C 가 TiN 층과 Zr _{1 - x} Al _x N 층 사이의 원래 계면에 형성되고, 원래 ZrAlN 층의 중간에 Al 이 풍부한 구역이 형성된다. 예컨대, 중간층 C 는 Ti _{1 -y} Zr _y N 으로 구성될 수도 있고, 여기서 y 는 y > 0, 바람직하게는 0 < y < l 이다. 층 C 의 바람직한 두께는 열처리 및 증착된 대로의 개별 층 두께에 의존한다. 층 C 의 형성은 층 A 의 희생으로 일어난다. 바람직하게는, 층 C 의 두께는 적어도 3 ㎚ 이지만, 층 C 는 층 B 의 개별 층 두께의 50 ~ 150 % 의 두께를 갖는 것이 바람직하고, 층 A 는 열처리 후에 적어도 3 ㎚ 의 두께를 갖는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 여러 하위층들에 걸쳐 신장되는 주상정 입자가 존재하지 않으며, 기껏해야 TiN-Zr _{1 - x} Al _x N 계면을 걸쳐 그리고 Zr _{1 - x} Al _x N 층을 통해 몇몇의 입자들이 일관성이 있지만, 다음의 계면에서는 일관성이 중단된다.

본 발명의 제 3 실시형태에 따른 피복 절삭 공구는 기판 및 그 기판의 PVD 코팅을 포함한다. 코팅은 시퀀스 A/B/A/B/A… 를 형성하는 교호식 층 A 및 층 B 로 이루어진 두께 1 ~ 20, 바람직하게는 1 ~ 15 ㎛ 의 다층 구조를 포함하고, 개별 층 두께가 1 ~ 30 ㎚, 바람직하게는 5 ㎚ 초과 20 ㎚ 미만이고, 층 A 는 Zr _{1 -x} Al _x N 으로 이루어지고, 여기서 x 는 0.35 ~ 0.90, 바람직하게는 0.70 ~ 0.90 이고, 층 B 는 입방정 TIN 으로 이루어진다. 층 A 의 Zr _{1 - x} Al _x N 은 Zr _{1 - x} Al _x N 의 육방정 상을 포함한다. 바람직하게는, Zr _{1 - x} Al _x N 은 10 ㎚ 미만, 바람직하게는 5 ㎚ 미만의 평균 입자 폭을 갖는 나노결정질이다.

본 발명의 제 4 실시형태에 따른 피복 절삭 공구는 기판 및 제 3 실시형태에 따른 코팅으로부터 형성되고, 코팅의 다층 구조의 미세구조를 변화시키도록 비산화성 분위기에서 적어도 1000 ℃, 바람직하게는 적어도 1100 ℃ 에서 열처리된다. 열처리 후, 다층 구조는 시퀀스 A/C/B/C/A/C/B/C/A… 를 형성하는 교호식 층 A 와 층 B 및 층 A 와 층 B 사이에 위치되는 중간층 C 로 구성되고, 각 층의 개별 층 두께는 1 ~ 30 ㎚ 이다. 층 A 는 육방정 Zr _{1 - x} Al _x N 으로 구성되고, 여기서 x 는 0.35 ~ 0.90, 바람직하게는 0.70 ~ 0.90 이고, 층 B 는 입방정 TiN 으로 구성된다. 바람직하게는, Zr _{1 - x} Al _x N 은 10 ㎚ 미만, 바람직하게는 5 ㎚ 미만의 평균 입자 폭을 갖는 나노결정질이다. 층 C 는 교호식 층 A 및 층 B 의 각각으로부터의 하나 이상의 금속 원자를 포함하고, 상기 교호식 층 A 및 층 B 와 상이한 조성 및 구조를 갖는다. Zr _{1 - x} Al _x N 층에서 열처리 동안 ZrN 과 AlN 의 분리 때문에, Zr 및 Ti 가 풍부한 층 C 가 TiN 층과 Zr _{1 - x} Al _x N 층 사이의 원래 계면에 형성되고, 원래 ZrAlN 층의 중간에 Al 이 풍부한 구역이 형성된다. 예컨대, 중간층 C 는 Zr _{1 -x} Al _x N 으로 구성될 수도 있고, 여기서 y 는 y > 0, 바람직하게는 0 < y < l 이다. 층 C 의 바람직한 두께는 열처리 및 증착된 대로의 개별 층 두께에 의존한다. 층 C 의 형성은 층 A 의 희생으로 일어난다. 바람직하게는, 층 C 의 두께는 적어도 3 ㎚ 이지만, 층 C 는 층 B 의 개별 층 두께의 50 ~ 150 % 의 두께를 갖는 것이 바람직하고, 층 A 는 열처리 후에 적어도 3 ㎚ 의 두께를 갖는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 여러 하위층들에 걸쳐 신장되는 주상정 입자가 존재하지 않으며, 기껏해야 TiN-Zr _{1 - x} Al _x N 계면을 걸쳐 그리고 Zr _{1 - x} Al _x N 층을 통해 몇몇의 입자들이 일관성이 있지만, 다음의 계면에서는 일관성이 중단된다.

예 1 - 본 발명 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ TiN Λ = 15 ㎚

Oerlikon Balzers RCS 시스템을 이용하여 WC-Co 10 wt-% Co 초경합금으로 제조된 연마된 CNMG 120408-MM 기판에, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 음극 아크 증착에 의해 증착시켜, 피복 절삭 공구를 형성하였다. 캐소드로서 역할하는 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} 타깃 및 Ti 타깃을, 상기 시스템의 진공 챔버의 양측에 두었다. 기판을 진공 챔버에 로딩하고, 상기 타깃에 교대로 노출되도록 기판을 5 rpm 으로 회전시키면서 -40 V 의 기판 바이어스로 1.7 ㎩ 의 압력, N ₂ (400 sccm) 및 Ar (200 sccm) 의 유동, 및 400 ℃ 에서 증착을 행하여, 단면 TEM 에 의해 측정하였을 때 Λ = 15 ㎚ 의 피리어드, 즉 7.5 ㎚ 의 개별 층 두께를 갖는 Zr _{1 - x} Al _x N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 다층 구조를 얻었다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 2.2 ㎛ 이었다. 증착된 코팅에서의 Zr 및 Al 의 상대 조성은 타깃에서와 본질적으로 동일하다. 증착 후, Ar 분위기에서 2 시간 동안 800 ~ 1100 ℃ 의 일정한 온도에서 피복 절삭 공구를 어닐링시켰다.

예 2 - 본 발명 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ TiN Λ = 30 ㎚

예 1 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 증착시키고 어닐링시켰지만, 기판을 2.5 rpm 으로 회전시켰고, 그 결과, 30 ㎚ 의 피리어드 (Λ), 즉 15 ㎚ 의 개별 층 두께가 얻어졌다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 2.6 ㎛ 이었다.

예 3 - 기준 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ ZrN Λ = 15 ㎚

예 1 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 ZrN 의 교호식 층들로 구성되고 15 ㎚ 의 피리어드 (Λ) 를 갖는 코팅을 증착시키고 어닐링시켰지만, Ti 타깃 대신에 Zr 타깃을 사용하였다. 코팅 두께는 약 2 ~ 3 ㎛ 이었다.

예 4 - 기준 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ ZrN Λ = 30 ㎚

예 2 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 ZrN 의 교호식 층들로 구성되고 30 ㎚ 의 피리어드 (Λ) 를 갖는 코팅을 증착시키고 어닐링시켰지만, Ti 타깃 대신에 Zr 타깃을 사용하였다. 증착 시간은 예 2 에서와 동일하였고, 따라서 코팅 두께는 대략 동일하였다.

예 5 - 기준 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 단층

예 1 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 의 단층으로 구성된 코팅을 증착시켰지만, 회전없이 단지 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} 타깃만을 사용하였다. 증착 시간은 예 2 에서와 동일하였고, 따라서 코팅 두께는 대략 동일하였다.

예 1 ~ 4 의 코팅들의 미세구조 및 기계적 성질

예 1 ~ 5 의 증착된 대로의 그리고 어닐링된 필름들의 미세구조 및 기계적 성질을 조사하였다.

PANalytical Empyrean 회절계를 이용하여 X선 회절에 의해, 증착된 대로의 그리고 어닐링된 필름들의 구조를 조사하였다.

FEI Technai G2 트랜스미션 을 이용하여 명시야 모드, 고해상도 모드 및 선택 영역 전자 (SAED) 패터닝으로 (주사형) 투과 전자 현미경 ((S)TEM) 에 의해 기계적으로 연마된 그리고 이온-밀링된 단면 샘플을 조사하였다. STEM 모드에서 에너지 분산형 X선 분광법 (EDS) 분석을 행하였다.

Berkovich 인덴터를 장착한 UMIS 2000 시스템을 이용하는 나노인덴테이션에 의해 기계적 성질을 특징지었다. 필름들의 연마되고 테이퍼진 (약 5°) 단면들을 준비하였고, 40 mN 의 하중을 이용하여 각 샘플에 최소 20 의 인덴트를 형성하였다. Oliver and Pharr (WC Oliver, GM Pharr, J. Mater. Res. 7 (1992) 1564) 의 방법에 의해 데이터를 분석하였고, 20 번의 측정으로부터 평균값 및 표준 편차를 결정하였다.

도 1 은 예 2, 3 및 4 의 다층 코팅들 및 예 5 의 단층 코팅의 어닐링 온도의 함수로서 경도를 보여준다. 예 5 의 증착된 대로의 단층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 코팅의 경도가 23 ㎬ 이고, 1000 ℃ 의 어닐링 온도까지 안정적이다. 증착된 대로의 다층 코팅들의 경우, 최단 피리어드를 갖는 코팅에서 최고 경도 30 ㎬ 이 발견된다. 800 ℃ 에서의 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅들의 어닐링은 경도를 증가시키지만, 어닐링 후에 더 높은 온도에서 경도가 다시 낮아진다. Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/TiN (Λ = 30 ㎚) 코팅의 경도는 900 ℃ 의 어닐링 온도까지 안정적이다. 더 높은 어닐링 온도에서, 경도는 증가하고, 1100 ℃ 에서의 어닐링 후, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/TiN (Λ = 30 ㎚) 코팅의 경도는 34 ㎬ 이다. 따라서, TiN 하위층을 포함하는 다층 코팅에서 경화 효과가 훨씬 더 높고, 1100 ℃ 만큼 높은 온도에서 감소가 나타나지 않는다.

증착된 대로의 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅들의 X선 회절도 (diffractograms) 가 입방정 ZrN 으로부터의 넓은 그리고 비대칭의 피크들을 나타내었다. 어닐링된 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅들의 X선 회절도는 더 높은 각도로 이동된 더 좁은 피크들을 나타내었다. 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅들의 입방정 ZrAlN 으로부터의 임의의 피크들이 입방정 ZrN 으로부터의 피크들과 중첩된다.

TEM 조사는, Zr _{1 - x} Al _x N 층에서 ZrN 과 AlN 의 분리가 일어나서 Zr _{1 - x} Al _x N 층의 중간에 Al-풍부 층이 형성되고 원래 Zr _{1 - x} Al _x N-ZrN 계면에 Zr-풍부 층이 형성되었음을 보여주었다. 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅은 Al- 및 Zr-풍부 층들에 걸쳐 적어도 부분적으로 일관되고, 여러 하위층들에 걸쳐 연속되는 큰 입방정 입자들이 발달하였다. TEM 조사는, 어닐링된 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅들에 육방정 상이 존재하지 않았다는 것과, ZrN 과 AlN 의 분리가 일어났다는 것을 또한 보여주었다.

증착된 대로의 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/TiN 코팅은 입방정 TiN 과 입방정 ZrAlN 쌍방으로부터의 회절 피크들을 보여주었다. c-ZrAlN 상으로부터의 피크들은 넓었다. 800 ℃ 에서의 어닐링 후, 쌍방의 상들로부터의 회절 피크들은 좁아졌고, 입방정 TiN 으로부터의 피크들은 더 높은 각도로 이동되었다. 1000 ℃ 에서의 어닐링은 입방정 ArAlN 상의 회절 피크들을 더 높은 각도로 이동시켰지만, 입방정 TiN 상에 대해서는 변화가 관찰되지 않는다.

TEM 조사는, 증착된 대로의 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/TiN 코팅의 TiN 입자 크기가 TiN 층 두께에 의해 결정되었고, TiN 입자들이 날카로운 계면에 걸쳐, 약 5 ㎚ 의 Zr _1-x Al _x N 입자 폭을 갖는 나노결정질 Zr _{1 - x} Al _x N 층들로 연속되지 않았다는 것을 보여주었다. 몇몇의 위치에서, 입방정 격자는 TiN-Zr _{1 - x} Al _x N 계면에 걸쳐 일관되었다. 입방정 ZrN 에 가까운 격자간 거리 (lattice spacing) 를 갖는 입방정 상 및 입방정 TiN 의 존재를 SAED 로 확인하였다.

1100 ℃ 에서의 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/TiN 코팅의 어닐링은 TEM 이미지에서 Ti 입자를 더 명확하게 보이게 하였고, TiN-ZrAlN 계면을 더 분산되게 하였고, ZrAlN 층들 내의 구조를, 하위층들 사이의 원래 계면에서의 Zr-풍부 층과 원래 층 중간에서의 Al-풍부 층으로 변하게 하였다. 어닐링된 다층 Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ZrN 코팅과 대조적으로, 여러 하위층들에 걸쳐 신장되는 주상정 입자가 존재하지 않으며, 기껏해야 TiN-Zr _1-x Al _x N 계면을 걸쳐 그리고 Zr _{1 - x} Al _x N 층을 통해 몇몇의 입자들이 일관성이 있었지만, 다음의 계면에서는 일관성이 중단되었다. 하위층들 사이의 원래 계면에서, Ti 및 Zr 이 풍부한 층이 형성되었다. SAED 는, 어닐링된 코팅에 2 개의 입방정 상들 c-TiN 및 c-ZrN 이 존재하였고 육방정 상은 존재하지 않았음을 보여주었다.

예 6 - 본 발명 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ TiN

예 1 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해, WC-Co 10 wt-% Co 초경합금으로 이루어진 CNMG 120408-MM 기판에, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 증착시켰지만, 3 배 (three-fold) 기판 회전을 이용하였다. 코팅 두께는, 단면 밝은 광학 현미경에 의해 결정하였을 때, 플랭크 측에서 2.2 ㎛ 이었고 레이크 (rake) 측에서 1.7 ㎛ 이었다.

예 7 - 본 발명 - Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N/ TiN

예 2 에 기재된 것처럼 음극 아크 증착에 의해, WC-Co 10 wt-% Co 초경합금으로 이루어진 CNMG 120408-MM 기판에, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 증착시켰지만, 3 배 기판 회전을 이용하였다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 2.6 ㎛ 이었고 레이크 측에서 1.9 ㎛ 이었다.

예 8 - 본 발명 - Zr _{0 .50} Al _{0 .50} N/ TiN

예 7 에 기재된 것처럼 Zr _{0 .50} Al _{0 .50} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 증착시켰지만, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} 타깃 대신에 Zr _{0 .50} Al _{0 .50} 타깃을 사용하였다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 1.5 ㎛ 이었고 레이크 측에서 1.0 ㎛ 이었다.

예 9 - 본 발명 - Zr _{0 .17} Al _{0 .83} N/ TiN

예 7 에 기재된 것처럼 Zr _{0 .17} Al _{0 .83} N 및 TiN 의 교호식 층들로 구성된 코팅을 증착시켰지만, Zr _{0 .65} Al _{0 .35} 타깃 대신에 Zr _{0 .17} Al _{0 .83} 타깃을 사용하였다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 1.7 ㎛ 이었고 레이크 측에서 0.9 ㎛ 이었다.

예 10 - 기준 - Ti ₃₃ Al ₇₇ N

10 μbar 의 압력 및 -100 V 기판 바이어스에서 Ti ₃₃ Al ₇₇ 타깃만을 사용하여 예 6 에 기재된 것처럼 Ti ₃₃ Al ₇₇ N 으로 구성된 단층 코팅을 증착시켰다. 코팅 두께는 플랭크 측에서 4.79 ㎛ 이었고 레이크 측에서 3.2 ㎛ 이었다.

예 11 - 테스팅

냉각제를 사용하고 절삭 깊이가 2 ㎜, 절삭 속도가 160 m/min, 이송 속도가 0.3 ㎜/rev 인 볼 베어링 강 (Ovako 825B) 의 연속적인 길이방향 선삭 작업에서의 크레이터 마모에 대하여 예 6 ~ 10 의 피복 절삭 공구를 평가하였다. 정지 기준은 0.8 ㎟ 의 크레이터 면적이었고, 이 기준에 도달하는데 요구되는 절삭 시간을 표 1 에 나타낸다.

다양한 모범적인 실시형태들과 관련하여 본 발명을 기술하였지만, 본 발명은 개시된 모범적인 실시형태들로 제한되지 않고, 오히려 다양한 변형예 및 첨부된 청구항들의 균등 범위를 포함하려는 것임을 이해하여야 한다.