KR20100063822A

KR20100063822A - 경질 피막 피복 부재, 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20100063822A
Application number: KR1020107010319A
Authority: KR
Inventors: 가즈유키 구보타; 히토시 오누마
Original assignee: 히타치 쓰루 가부시키가이샤
Priority date: 2007-10-12
Filing date: 2007-10-12
Publication date: 2010-06-11
Also published as: EP2208560B1; WO2009047867A1; EP2208560A1; CN101855035B; JPWO2009047867A1; EP2208560A4; JP5246165B2; US20100215912A1; EP2208560B2; KR101200785B1; EP2208560B9; CN101855035A; US8304098B2

Abstract

본 발명의 경질 피막 피복재는, 압력 응력을 가지는 두께 5㎛이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 표시하고, α는 (Me₁ _- _aXa)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비를 나타내고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]로 표시되는 면심입방 구조를 가지고, 상기 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It가, 2≤Is/Ir 및 0.2≤It/Ir≤1을 만족시키고, (200)면의 반가폭 W(°)가 W≤0.7인 것을 특징으로 한다.

Description

경질 피막 피복 부재, 및 그 제조 방법{MEMBER COVERED WITH HARD COATING FILM AND PROCESS FOR THE PRODUCTION OF THE MEMBER}

본 발명은, 금속 부품 가공 등에 사용되는 부재에 관한 것으로서, 특히 내마모성이나 내결손성 향상이 요구되는 표면에 경질 피막이 피복된 경질 피막 피복 부재, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근의 금속 재료 등을 가공하는 공구나 슬라이드 이동재 등에는, 하이스(high speed steel)나 초경합금의 표면에 높은 경도로 내열성이 우수한 경질 피막이 피복된 경질막 피복 부재가 주로 사용되고 있다. 경질 피막을 피복하는 기술로서는, 인장 잔류 응력을 가지는 경질 피막을 화학 증착법(이하 CVD라고 함)에 의해 피복하는 기술, 및 압축 잔류 응력을 가지는 경질 피막을 물리 증착법(이하 PVD라고 함)에 의해 피복하는 기술이 있다. CVD에 의해 경질 피막이 피복된 부재는 주로 선삭(旋削) 가공 분야에서 사용되고 있고, PVD에 의해 경질 피막이 피복된 부재는 주로 밀링 가공 분야에서 사용되고 있다.

어느 피복 방법도 장점 및 단점을 겸비하고 있으며, 예를 들면, CVD는 일반적으로 막의 밀착성이 우수하여 10㎛ 이상의 비교적 두꺼운 막의 형성이 가능하며, 내마모성의 개선에 효과가 있는 반면, 막 내에 인장 잔류 응력이 발생하므로 내결손성이 뒤떨어진다. 또한, 피복 처리의 온도가 1000℃ 전후가 되므로, 처리되는 부재의 재질도 한정된다.

한편, PVD는 막 내에 압축 잔류 응력이 발생하므로 내결손성이 우수하다. CVD에 비해 저온으로 피복 처리가 행해지므로, 처리되는 부재의 재질이 한정되지 않는다. 그러나, 막 내에 잔류되는 압축 응력이 막 두께에 비례하여 증대하므로, 일반적으로 3㎛ 이상의 막 두께가 되면, CVD에 비해 막의 밀착성이 뒤떨어진다. 따라서, PVD로 피복되는 경질 피막은, 밀착성을 확보하기 위하여, CVD로 피복되는 경질 피막보다 얇게 설정된다. 그러므로, 예를 들면, 내마모성이 요구되는 선삭 가공 분야에 있어서는, PVD보다 CVD가 사용된다.

일본 특허출원 공개번호 2003-136302호는, (200)면에 고배향되고, 그 X선 회절 피크의 반가폭이 2θ에서 0.6° 이하이며, 2∼15㎛의 평균 막 두께를 가지는 TiAlN층을 PVD에 의해 형성하여 이루어지는 경질 피막을 개시하고 있고, 일본 특허출원 공개번호 2003-145313호는, (200)면에 고배향되고, 그 X선 회절 피크의 반가폭이 2θ에서 0.5°이하이며, 2∼10㎛의 평균 막 두께를 가지는 TiAlSiN층을 PVD에 의해 형성하여 이루어지는 경질 피막을 개시하고 있다. 일본 특허출원 공개번호 2003-136302호 및 일본 특허출원 공개번호 2003-145313호에는, 이와 같은 고배향의 TiAlN층 또는 TiAlSiN층으로 이루어지는 경질 피복층을 초경기체(超硬基體) 표면에 물리 증착하여 이루어지는 피복 초경 공구는, 높은 발열을 수반하는 강철이나 연강 등의 고속 절삭 가공으로 우수한 내마모성을 발휘한다고 기재되어 있다. 그러나, 이와 같은 후막화(厚膜化)를 행하면 경질막 내부의 불균일이 증가하고 잔류 압축 응력이 증대하므로, 밀착성이 저하되고, 또한 내결손성이 뒤떨어지는 문제점이 있다.

일본 특허출원 공개번호 2003-71611호는, (Ti₁ _-a-b-c-d,Al_a,Cr_b,Si_c,B_d)(C₁ _-eN_e)[단, a, b, c, d, e는, 각각 Al, Cr, Si, B, N의 원자비를 나타내고, 0.5≤a≤0.8, 0.06≤b, 0≤c≤0.1, 0≤d≤0.1, 0.01≤c+d≤0.1, a+b+c+d<1, 0.5≤e≤1을 만족시킴]로 이루어지고, (111)면, (200)면 및 (220)면의 X선 회절선 강도[각각 I(111), I(200) 및 I(220)]가, I(220)≤I(111), I(220)≤I(200) 및 I(200)/I(111)≥0.3을 만족시키는 절삭 공구용 경질 피막을 개시하고 있다. 그러나, 일본 특허출원 공개번호 2003-71611호의 실시예에 기재된 경질 피막은, 막 두께가 3㎛로 얇기 때문에 내마모성이 뒤떨어진다. 또한, 100V 이상의 높은 바이어스 전압으로 성막하고 있으므로, 높은 경도의 피막은 얻을 수 있지만, 예를 들면, 5㎛ 이상으로 후막화하면 잔류 압축 응력이 증대하고, 밀착성의 저하 및 내결손성의 열화가 문제가 된다.

일본 특허출원 공개번호 평 9-300106호는, Ti와 Al의 복합 질화물, 탄질화물, 탄화물로 이루어지고, X선 회절에 있어서의 (111)면의 회절 강도 Ia(111)에 대한 (220)면의 회절 강도 Ib(220)의 비율 Ib(220)/Ia(111)가 1.0<Ib/Ia≤5.0의 범위인 경질 피막을 가지는 표면 피복 초경합금제 스로우어웨이(throw away) 인서트를 개시하고 있다. 그러나, 일본 특허출원 공개번호 평 9-300106호에 기재된 경질 피막은, 막 두께가 3㎛정도이면 (220)면의 피크 강도를 크게 제어함으로써 저응력화는 가능하지만, 예를 들면, 5㎛정도의 막 두께로 되면 결정 입계의 입계 접합 강도(밀착성)가 뒤떨어진다. 이 결정 입계에 존재하는 결함은, 더 후막화되면 증대하여, 경질 피막의 내결손 강도를 현저하게 열화시킨다.

일본 특허출원 공개번호 2001-277006호는, TiN층을, 예를 들면, TiAlN층 중에 복수개 설치함으로써, 잔류 응력 저감을 실현한 기술을 개시하고 있다. 그러나, 이 기술은 경질 피막에 많은 격자 결함, 특히 TiN층과 TiAlN층의 층간에 있어서의 결함을 도입하게 된다. 그러므로 이 경질 피막은, 후막화된 경우의 연마(abrasion)에 대한 내마모성은 개선되지만, 격자 결함 부분이 파괴의 기점이 되므로, 전단(剪斷) 방향으로부터의 충격에 약하고 내결손성이 뒤떨어지는 문제점을 가지고 있다.

일본 특허출원 공개번호 평 8-209334호 및 일본 특허출원 공개번호 평 7-188901호는, 막 두께가 3∼4㎛이며, 잔류 압축 응력이 저감된 PVD막을 실현시킨 기술을 개시하고 있다. 이들 기술에 의해 얻어지는 경질 피막은, 잔류 압축 응력이 저감되어 있으므로 밀착성은 개선되지만, 막 두께가 비교적 얇기 때문에 내마모성이 CVD막에 비해 뒤떨어지는 문제점을 가진다.

일본 특허출원 공개번호 2007-56323호는, 경질 피막을 구성하는 금속 원소와 가스 성분 원소의 구성 비율을 조정함으로써, 극히 우수한 밀착성과 윤활 특성을 가지는 경질 피막을 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에 의해 얻어지는 경질 피막은 각 층에 있어서의 성분 비율이 변조(變調)된 다층 구조를 가지므로, 균질한 경질 피막을 얻기가 곤란하다.

일본 특허출원 공개번호 평 7-157862호는, PVD에 의해 형성되어 이루어지는 경질 피막의 표면에 돌출된 액적(driplet)을 기계적으로 제거하거나 또는 연마하여, 0.2∼2㎛의 깊이의 오목부(패임)를 가지는 경질 피막을 개시하고 있고, 경질 피막 표면을 평활화시킴으로써 내결손 특성이나 내마모성을 개선할 수 있다고 기재되어 있다. 또한, 표면에 형성되는 오목부는, 윤활제를 함유하는 효과가 있다고 기재하고 있다. 그러나, 최근의 고능률 가공에 있어서는, 이와 같은 오목부를 가지면, 그 주변의 경질 피막의 기계적 강도에 문제점이 나타난다. 또한, 액적은, 표면에 돌출된 부분을 제거해도, 경질 피막 내부에도 내부 결함으로서 잔류하고 있으므로, 기계 가공을 행한 후, 이것이 표면에 노출되면 경질 피막의 내충격 특성 및 내열 특성이 열화된다.

일본 특허출원 공개번호 2005-335040호는, PVD에 의해 형성되어 이루어지는 경질 피막의 표면 거칠기를 규정하고, 또한 피막의 절단 에지 근방의 최소 두께 t와 피막의 면 또는 측면 측의 최대 두께 T가 0≤t/T≤0.8인 경질 피막을 개시하고 있고, 경질 피막 표면을 평활화시킴으로써 내결손 특성이나 내마모성을 개선할 수 있다고 기재되어 있다. 일본 특허출원 공개번호 2005-335040호에는, 피막 형성 후에 있어서 바람직하게는 브러시, 블래스트 또는 배럴 등에 의한 각종 표면 연마 가공 공정을 행함으로써 경질 피막 표면을 평활화시킬 수 있다고 기재되어 있다. 그러나, 일본 특허출원 공개번호 2005-335040호에 기재되어 있는 바와 같이, 경질 피막 표면을 평활화 처리하면 피막 중에 존재하는 액적이 피막 표면에 노출된다. 노출된 액적은 주위의 경질 피막보다 부드럽기 때문에, 국소적인 불균일 마모가 발생하고 표면에 오목부가 형성되고 내용착성이 악화된다. 또한, 내열성이 뒤떨어지기 때문에, 산화 마모가 쉬게 일어나는 문제를 가진다.

일본 특허출원 공개번호 2000-34561호 및 일본 특허출원 공개번호 2003-193219호에는, 경질 피막에 포함되는 액적을 적게 하는 기술이 개시되어 있지만, 장치 면에서의 기술 개선이며, 물리적으로 전체를 없애는 것은 실현되고 있지 않다. 또한, 경질 피막 중에 포하되는 액적에 대한 검토는 일체 행하고 있지 않다. 따라서, 함유되는 액적이, 결함이 되어, 경질 피막의 특성을 열화시키는 직접적인 원인이 된다.

전술한 바와 같이, 종래 기술에서는, PVD로 얻어지는 고경도, 고내열성 등의 우수한 기능을 가지는 경질 피막을 후막화했을 때, 기체(substratum)와의 밀착성 및 외부로부터의 충격에 대한 기계적 강도를 열화시키지 않고, 내결손성 및 내마모성의 현저한 개선까지는 이루어지지 않고 있다.

일본 특허출원 공개번호 2003-136302호 일본 특허출원 공개번호 2003-145313호 일본 특허출원 공개번호 2003-71611호 일본 특허출원 공개번호 평 9-300106호 일본 특허출원 공개번호 2001-277006호 일본 특허출원 공개번호 평 8-209334호 일본 특허출원 공개번호 평 7-188901호 일본 특허출원 공개번호 2007-56323호 일본 특허출원 공개번호 평 7-157862호 일본 특허출원 공개번호 2005-335040호 일본 특허출원 공개번호 2000-34561호 일본 특허출원 공개번호 2003-193219호

따라서, 본 발명의 목적은, 잔류 압축 응력을 가지는 경질 피막의 높은 경도 및 내열성과 같은 우수한 기계적 특성을 해치지 않고, 잔류 압축 응력을 저감시킴으로써 높은 밀착성을 확보하고, 또한 높은 내결손성을 가지는 두꺼운 막의 경질 피막을 실현시킴으로써, 밀착성, 내마모성 및 내결손성이 현격히 우수한 경질 피막 피복 부재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 감안하여 열심히 연구의 결과, 본 발명자 등은, PVD에 의해 형성된 금속의 질화물, 탄화물 및 산탄질화물로 이루어지는 면심입방 구조를 가지는 경질 피막의, X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It를 제어함으로써, 후막화했을 때 기체와의 밀착성이 저해되지 않고, 내마모성 및 내결손성이 우수한 경질 피막 피복을 얻을 수 있는 것을 발견하고, 본 발명에 이르렀다.

즉, 본 발명의 제1 경질 피막 피복 부재는, 압축 응력을 가지는 두께 5㎛이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x-yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 나타내고, α는 (Me₁ _- _aX_a)와 (N₁ _-x-yC_xO_y)와의 비를 나타내고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤ 1.25를 만족시킴]에 의해 표시되는 면심입방 구조를 가지고, 상기 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It가, 2≤Is/Ir 및 0.2≤It/Ir≤1을 만족시키고, (200)면의 반가폭 W(°)가, W≤0.7인 것을 특징으로 한다. 본 발명의 경질막 피복 부재는, 후막화했을 때에도 높은 밀착성, 내마모성 및 내결손성을 가진다.

상기 경질 피막이, 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 Me, 및 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 X를 함유하는 면심입방정의 질화물, 탄질화물 또는 산탄질화물인 것에 의해, 높은 경도 및 내열성을 가지고, 내마모성이 우수하다. 또한, 경질 피막의 막 두께가 5㎛이상인 것에 의해, 더욱 우수한 내마모성을 실현할 수 있다. 경질 피막은 더 두껍게 하면 압축 응력이 지나치게 높아지므로, 30㎛ 이하가 바람직하다.

경질 피막을 구성하는 C 및 O의 함유량 x(원자비) 및 y(원자비)를, 0≤x≤0.1 및 0≤y≤0.1로 한정함으로써, 높은 경도, 높은 내열(내산화) 특성, 높은 밀착성 및 높은 윤활 특성을 가지는 경질 피막이 얻어진다.

경질 피막을 구성하는 (Me₁ _- _aX_a)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비율 α를 0.85≤α≤1.25로 한정함으로써, 경질 피막의 잔류 압축 응력을 최적인 범위로 제어하여, 높은 밀착성을 얻을 수 있다.

경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It를 2≤Is/Ir 및 0.2≤It/Ir≤1로 한정함으로써, 후막화되었을 때의 경질 피막의 잔류 압축 응력을 최적인 범위로 제어하여, 높은 밀착성을 얻을 수 있다. 예를 들면, Is/Ir가 2 미만으로 되었을 때, 및 It/Ir가 0.2 미만으로 되었을 때는, 경질 피막의 단면 조직이 미세화하고, 잔류 응력이 증대한다. 또한, It/Ir가 1을 초과하여 커지면, 잔류 응력은 저감되지만, 경질 피막의 단면 조직에 있어서의 입계의 접합 강도(밀착성)가 현저하게 저하되고, 경질 피막 표면이 외부로부터의 기계적인 충격을 받았을 때, 경질 피막의 표면이 용이하게 파괴되거나, 경질 피막과 기체의 계면으로부터 경질 피막이 박리된다.

경질 피막의 X선 회절에 있어서, (200)면의 반가폭 W(°)를 W≤0.7로 한정함으로써, 후막화된 경질 피막의 결정성이 더욱 높아지고, 따라서 기계적 강도를 높일 수 있다. 또한, 경질 피막의 잔류 압축 응력을 최적인 범위로 제어하여, 높은 밀착성을 얻을 수 있다. W가 0.7을 초과하여 커지면, 경질 피막의 조직이 미세화되어 고경도화되지만, 후막화된 경질 피막의 잔류 압축 응력이 증대하여, 밀착성이 저하된다.

면조도(面粗度) Ra가 0.2㎛ 이상인 기체 표면을 가지고, 상기 피크 강도비 It/Ir가 0.6≤It/Ir≤1을 만족시키는 것이 바람직하다. 기체 표면의 면조도 Ra가 커지면, 피복되는 경질 피막의 조직이 미세화되고, 입계에서 결함을 많이 포함하게 된다. 그 결과, 경질 피막의 잔류 압축 응력이 증대하여, 밀착성이 열화된다. 또한 경질 피막을 비교적 면조도가 거친 표면 상태를 가지는 절삭 공구 등에 피복하는 경우, It/Ir가 0.6 미만이 되면 잔류 응력이 커져서 높은 밀착성을 얻을 수 없게 되며, 1을 초과하여 커지면 밀착성이 저하된다.

상기 경질 피막 내부에 면심입방정 이외의 구조를 가지는 결정을 가지는 것이 바람직하다. 경질 피막 중에 면심입방정 이외의 결정 구조를 함유시키면, 더욱 높은 경도의 경질 피막을 얻을 수 있어서 내마모성이 높아진다. 또한, 윤활 특성도 높아진다.

본 발명의 제2 경질 피막 피복 부재는, 압축 응력을 가지는 두께 5㎛ 이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 나타내고, α는 (Me₁ _- _aX_a)와 (N₁ _-x-yC_xO_y)와의 비를 나타내고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]로 표시되는 화합물로 이루어지고, 상기 경질 피막 중에 존재하는 (Me₁ _- _aX_a)를 주성분으로 하는 액적을 기점으로 결정 성장한 화합물의 결정립이, 상기 경질 피막 표면에 대하여 돌출하고 있고, 상기 화합물 결정립의 길이 L과 상기 막 두께 T와의 비 L/T이, 0.1≤L/T≤1.2를 만족시키는 것을 특징으로 한다.

경질 피막 중에 포함되는 상기 화합물의 결정립의 길이 L과 경질 피막 전체의 두께 T와의 비 L/T이 1.2보다 커지면, 경질 피막 표면으로부터 많이 돌출된 경질의 결정립이 「줄(file)」로서 작용하여, 피삭재와의 응착(용착)성이 현저하게 열화된다. 또한, L/T이 0.1보다 작으면 상기 액적을 기본으로 한 상기 화합물의 결정립이 성장하지 않고, 경질 피막 내부에 결함으로서 잔류하여, 내결손성 등의 기계적 특성이 현저하게 열화된다.

상기 경질 피막은 기둥형 결정 조직을 가지는 층이며, 상기 기둥형 결정 구조의 결정립은 조성 변조를 가지는 것이 바람직하다. 기둥형 결정 조직으로 형성함으로써 경질 피막의 기계적 강도, 특히 내결손성이 현격하게 높아진다. 또한, 결정립이 조성 변조를 가지는 것에 의해 경질 피막의 잔류 응력을 완화하고, 5㎛ 이상의 후막화가 실현될 수 있다. 여기서 조성 변조는, 경질 피막을 구성하는 원소의 조성이, 막 두께 방향으로 변화하는 것을 의미한다. 예를 들면, TiAlN을 선택한 경우, Ti(원자량 약 48)보다 가벼운 원소인 Al(원자량 약 27)이나 N(원자량 약 14)이, 경질 피막의 막 두께 방향으로 균일하게 분포하는 것이 아니라, 주기적으로 변화(증감)하여 함유되는 것이 바람직하다.

경질 피막의 기체에 대한 밀착 강도(임계 하중값 A)를 스크래치 시험으로 구했을 때, 10N(뉴턴) 이상인 것이 바람직하다. 밀착 강도가 10N 미만이면, 경질 피막의 잔류 응력에 견딜 수 없다.

본 발명의 경질 피막 피복 부재는, 피복 처리 후에 경질 피막의 표면이 기계적으로 연마되어 있고, 가장 두꺼운 막 부분의 막 두께 TA와 가장 얇은 막 부분의 막 두께 TB의 막 두께 비 β=TA/TB가 1≤β≤300인 것이 바람직하다. β가 300을 초과하여 커지면 연마에 의해 기체가 노출되는 면적이 커지고, 부재의 내결손 강도나 내열 특성이 열화된다.

상기 경질 피막 피복 부재가 육방정 구조로 이루어지는 가장 바깥층을 가지는 것이 바람직하다. 면심입방정 구조보다 육방정 구조를 가장 바깥층으로 하는 것이, 보다 높은 윤활 특성을 얻을 수 있다.

상기 기체와 상기 경질 피막 사이에 두께 10∼200nm의 금속층이 형성되는 것이 바람직하다. 금속층을 형성함으로써 더욱 견고한 밀착성을 얻을 수 있다.

상기 경질 피막을 공구에 피복하는 것이 바람직하다. 상기 공구의 날끝의 가장 선단의 위치로부터, 공구 장착의 중심부를 향하는 경사각(rake angle) θ1은 10°≤θ1≤35°인 것이 바람직하다. θ1이 10°보다 작을 때는, 경질 피막이 전단(剪斷) 방향으로부터의 힘을 받기 쉽게 되어, 그 결과 절삭 저항이 높아지고, 적용하는 기재의 내열 강도가 저하하여 소성 변형이 발생한다. 본 발명의 부재에 피복한 경질 피막은 압축 응력을 가지므로, 기체가 열에 의해 소성 변형하면, 이 소성 변형에 추종할 수 없게 되어 파괴되는 문제가 생긴다. θ1이 35°보다 커지면 절삭열의 발생이나 절삭 저항은 저감되지만, 날 선단부가 예리하게 되어, 피복 시에 발생시키는 플라즈마가 집중하기 쉽게 된다. 그 결과, 날 선단 부분이 지나치게 두꺼운 막이 되어 경질 피막이 자기(自己) 파괴되는 문제가 발생한다.

경질 피막 피복 부재를 제조하는 본 발명의 방법은, 550∼800℃의 기체 온도 및 3.5∼11Pa의 반응 압력으로 성막하는 것을 특징으로 한다. 또한, 20∼100V의 바이어스 전압 및 5∼35kHz의 펄스 진동수로 성막하는 것이 바람직하다. 이러한 조건에 의해, 후막화된 경질 피막의 잔류 압축 응력을 최적 범위로 제어하여, 높은 밀착성을 실현할 수 있다.

본 발명의 경질 피막 피복 부재는, 잔류 압축 응력을 최적인 범위로 제어함으로써 높은 밀착성을 확보하고, 또한 막 내부의 결함 발생을 억제할 수 있다. 그러므로, PVD에 의해 형성한 5㎛ 이상의 두꺼운 막의 경질 피막에서도, 높은 경도 및 내열성 등이 우수한 기계적 특성을 손상시키지 않고, 높은 밀착성을 확보할 수 있다. 이 경질 피막 피복 부재는, 밀착성, 내마모성 및 내결손성이 현격하게 우수하므로 밀링 가공 분야뿐만 아니라, 선삭 가공 분야의 공구나 슬라이드 이동재 등에 매우 적합하다.

도 1은 (220)면과 (111)면과의 피크 강도비와 잔류 압축 응력과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 잔류 압축 응력과 경질 피막 원소비와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 경질 피막의 단면 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 4는 경질 피막 중의 액적 및 화합물의 결정립의 존재 형태를 나타내는 모식도이다.
도 5는 경질 피막 중의 액적 탈락 부분을 나타내는 현미경 단면 사진이다.
도 6은 경질 피막 중의 액적 주변에 형성된 간극을 나타내는 현미경 단면 사진이다.
도 7a는 경질 피막 중의 액적 주변에 형성된 간극을 나타내는 다른 현미경 단면 사진이다.
도 7b는 도 7a의 사진을 모식적으로 나타낸 도면이다.
도 8a는 시료(62)(본 발명의 예)의 경질 피막 중의 액적을 기점으로 성장한 TiAlN 결정을 나타내는 현미경 단면 사진이다.
도 8b는 도 8a의 사진을 모식적으로 나타낸 도면이다.
도 9는 시료(112)(비교예)의 경질 피막 표면에 존재하는 다수의 돌기물을 나타내는 현미경 사진이다.
도 10a는 시료(67)(본 발명의 예)의 다층 구조를 가지는 결정립으로 이루어지는 경질 피막을 나타내는 현미경 단면 사진이다.
도 10b는 도 10a의 사진을 모식적으로 나타낸 도면이다.

[1] 경질 피막

본 발명의 제1 경질 피막 피복 부재는, 압축 응력을 가지는 두께 5㎛ 이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 나타내고, α는 (Me₁ _- _aX_a)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비를 나타내고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]로 표시되는 면심입방 구조를 가지고, 상기 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It가, 2≤Is/Ir 및 0.2≤It/Ir≤1을 만족시키고, (200)면의 반가폭 W(°)가, W≤0.7인 것을 특징으로 한다.

(1) 조성

PVD로 성막되는 경질 피막은, 잔류 압축 응력을 가지고 있으므로 내결손성은 뛰어나지만 내마모성이 뒤떨어지는 문제점을 가진다. 5㎛이상의 두꺼운 막 두께를 가지는 경질 피막으로서도, 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 Me, 및 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 X를 함유하는 면심입방정의 질화물, 탄질화물 또는 산탄질화물인 것에 의해, 높은 경도 및 내열성을 가지고 내마모성이 우수하면서, 또한 잔류 압축 응력이 저감되어 높은 밀착성을 얻을 수 있다. 특히, TiAlN, CrAlN을 베이스로 Cr, Zr, W, Nb, Si, B, S 등을 함유시킨 경질 피막이 바람직하다. 또한, C나 O를 각각 10원자% 이하의 범위에서 함유시킴으로써 경질 피막의 윤활 특성을 높일 수 있다. Al을 함유하지 않은 경우에는, TiSiN 등의 Si를 함유하는 경질 피막이, 높은 경도 및 높은 내열 특성을 가지므로 바람직하다.

이와 같은 우수한 기능을 가지고, 두꺼운 막 두께를 가지면서도 높은 밀착성을 가지는 경질 피막은, 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력값을 최적 범위로 제어하고, 그리고 두꺼운 막 중에 함유하는 결함의 존재 상태를 제어함으로써 피복할 수 있다. 경질 피막의 조성에도 따르지만, 막 두께가 두꺼울수록 잔류 압축 응력은 증대하는 경향이 있다. 따라서, 경질 피막의 막 두께는 30㎛ 이하가 바람직하다.

(2) 결정 구조

후막화된 경질 피막의 최적 잔류 압축 응력은, 도 1에 나타낸 바와 같이 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (220)면과 (111)면의 피크 강도비 It/Ir와 상관성이 있다. 잔류 압축 응력값을 최적 범위 1∼6GPa로 제어하기 위해서는, 피크 강도비 It/Ir을 0.2∼1로 제어하면 가능하게 된다. 또한, (200)면과 (111)면의 피크 강도비 Is/Ir를 2이상으로 제어하면 가능하게 된다. (111)면으로의 배향이 강해지면 경질 피막의 잔류 압축 응력이 증대하여 밀착성이 저하된다. 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 가장 강한 피크면은 (200)면인 것이 바람직하다.

(a) 결정 구조의 제어

본 발명자들이 열심히 연구한 결과, 성막 시의 바이어스 전압, 반응 압력 및 성막 온도를 제어함으로써, 경질 피막의 결정 구조를 전술한 범위로 제어하고, 후막화된 경질 피막의 최적 잔류 압축 응력을 얻을 수 있는 것을 알았다. 성막 시의 바이어스 전압값이 커질수록 잔류 압축 응력이 증대하는 경향이 있다. 2㎛/시간 이하의 비교적 느린 성막 속도로 피막을 결정 성장시키는 것이 중요하다. 이 때, 최적화된 잔류 압축 응력값의 범위는 0.5∼6GPa이며, 보다 바람직하게는 1∼5GPa이다. 잔류 압축 응력값이 0.5미만이면 내마모성은 확보할 수 있지만 내결손성이 불충분하고, 6을 초과하여 커지면 밀착성이 뒤떨어진다.

(i) 바이어스 전압

바이어스 전압을 20∼100V로 제어함으로써, 피크 강도비 Is/Ir를 2이상으로 제어할 수 있다. 바이어스 전압이 100V 이하의 범위에서 낮아질수록 Is/Ir는 커지게 되지만, 20V보다 낮은 전압으로 성막된 경질 피막은, 잔류 압축 응력은 저감되고 밀착성은 높아지지만 경도가 저하하여 내마모성이 열화된다. 면심입방 구조를 가지는 경질 피막에 있어서는, (111)면으로 배향하기보다 (200)면으로 강하게 배향하는 것이, 전단 방향으로부터의 힘에 대한 내구도(耐久度)가 현격하게 우수하다.

성막 시의 바이어스 전압의 인가 방법을 제어함으로써, 피크 강도비 It/Ir를 제어할 수 있다. 일반적으로는 직류(DC) 전압을 인가하지만, 더 나아가서는 펄스화하여 인가하여 제어할 필요가 있다. 펄스화된 바이어스 전압을 인가함으로써, 성막 시에 플라즈마 중에서 이온화된 경질 피막 구성 원소가 피처리물에 도달할 때의 운동 에너지를 조정할 수 있게 된다. 이하, TiAlN 피막을 예로 들어 설명한다. TiAlN을 피복하는 경우, TiAl 합금의 타깃과 반응 가스로서 질소를 사용하는 것이 일반적이다. 예를 들면, 아크 이온 플레이팅법을 이용하여 TiAlN을 성막하는 경우, 아크 방전에 의해 발생한 플라즈마 중에서 Ti, Al 및 N이 플러스 이온화되고, 이들이 바이어스 전압에 의해 피처리물에 도달한다. 인가되는 바이어스 전압이 직류이며, 또한 100V를 초과하는 높은 전위인 경우, 발생한 이온이 피처리물에 도달할 때의 운동 에너지가 높으므로, 비교적 가벼운 금속 원소인 Al이 피처리물에 충돌했을 때 튀어서 비산되는, 이른바 역스퍼터링 현상이 발생하기 쉽다. 그 결과, 결정 격자 내에 많은 불균일이 발생하여 조직이 미세화된다. 그러므로 경질 피막은 고경도화되지만, 잔류 압축 응력이 현저하게 커져서 밀착성이 저하된다. 이와 같은 조건으로 성막하면, 얻어지는 결정은 (111)면으로 강하게 배향한다.

100V 이하의 직류 바이어스 전압을 인가한 경우, 전술한 바와 같은 Al의 역스퍼터링 현상은 적어져서, 경질 피막 중의 결정 격자 내의 불균일도 적어지지므로, 경질 피막의 조직은 기둥형화되는 경향이 있다. 경도는 약간 저하되지만, 잔류 압축 응력이 비교적 낮게 유지되므로, 밀착성이 높아진다. 이 때, 가장 강하게 출현하는 피크 위치는 (200)면이 되지만, 비교적 강한 (111)면의 결정 성장도 확인된다. 인가하는 직류의 바이어스 전압값이 낮을수록 (111)면에 출현하는 피크 강도는 낮아져서, 낮은 압축 응력의 경질 피막을 얻을 수 있지만, 경질 피막의 입계 결함이 증대하므로, 내충격 특성(내결손성)이 열화된다. 압축 응력이 낮으면서, 내결손성을 손상시키지 않는 경질 피막을 얻기 위해서는, 20∼100V의 바이어스 전압값이 매우 적합하다.

(ii) 바이어스 전압의 펄스화

그러나, 20∼100V로 바이어스 전압값을 설정해도, (111)면으로의 피크는 비교적 크게 출현한다. 특히, 5㎛ 이상의 막 두께를 가지는 경질 피막을 얻을 경우, 바이어스 전압값의 제어 만으로는 (111)면으로의 배향을 충분히 억제할 수 없다. (111)면으로의 결정 성장을 억제하고 잔류 응력값을 제어하기 위해서는, 바이어스 전압을 펄스화하여 인가하는 것이 바람직하다. 바이어스 전압을 펄스화함으로써, (111)면, (200)면 외에, (220)면의 피크 강도가 변화한다. 40V의 직류 바이어스 전압을 인가하여 두꺼운 막의 피막을 성막한 경우, (220)면의 피크 강도 It와 (111)면의 피크 강도 Ir의 비는 0.05≤It/Ir≤0.1였다. 이에 비해, 40V의 바이어스 전압을 펄스화하여 인가하면, 0.2≤It/Ir≤1.0으로 되어, (111)면의 피크 강도가 상대적으로 더욱 저하되었다. 이 때의 경질 피막의 잔류 응력값은, 1∼5GPa의 범위였다.

펄스화된 바이어스 전압을 인가한 경우, 피처리물에 도달할 때의 이온의 운동 에너지를 낮게 제어할 수 있다. 이로써, 경질 피막 내부의 결정 격자 결함이 저감되고, 결정은 기둥형화되기 쉬운 상태로 된다. 기둥형으로 성장한 결정립을 포함하는 경질 피막은, 입계 결함이 적어지므로 더욱 결정성이 높아진다. 그 결과, 기계적 특성의 충격에 대한 강도, 즉 내결손성이 높아진다. 또한, 이온이 피처리물에 도달했을 때, 응고될 때까지 동안 최적 성장 위치까지 운동할 수 있으므로 결함이 저감한다.

5㎛이상의 막 두께를 가지는 경질 피막의 잔류 압축 응력값을 제어하기 위하여, 인가하는 바이어스 전압을 펄스화한 경우, 펄스 진동수의 제어가 특히 중요하다. 본 발명자들이 열심히 연구한 결과, 펄스 진동수가 5∼35kHz일 때, (220)면과 (111)면의 피크 강도비가 0.2≤It/Ir≤1이 되고, 경질 피막의 잔류 압축 응력값을 1∼5GPa의 최적인 범위로 제어할 수 있는 것을 발견하였다. 펄스 진동수가 5kHz보다 낮아지면 It/Ir는 1을 초과하고, 기둥형 조직을 가지며 압축 응력이 낮은 경질 피막을 얻을 수 있지만, 기둥형 결정 입계 사이의 밀착 강도가 낮으며 내결손성이 높아지지 않는다. 펄스 진동수가 35kHz를 초과하면, 이온이 피처리물에 도달할 때의 운동 에너지가 저감하지 않기 때문에 It/Ir는 0.2를 밑돈다. 그 결과, 피크 강도비 Is/Ir는 2이상이라도, (111)면의 결정 성장이 억제되지 않고, 잔류 압축 응력이 5GPa를 초과하여 밀착성이 현저하게 저하된다.

(iii) 직류 바이어스와 펄스화 바이어스의 조합

더욱 안정된 경질 피막의 피복을 행하기 위해서는, 먼저 직류의 바이어스 전압을 인가하여 첫 층을 형성하고, 그 후 연속적으로 펄스화된 바이어스 전압을 인가하는 것이 바람직하다. 성막 초기에 있어서 펄스화된 바이어스 전압을 인가하면, 기체 표면에 도달하는 이온의 운동 에너지가 매우 낮기 때문에, 경질 피막과 기체 계면에 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, 성막 초기에는 직류의 바이어스 전압을 인가하여 치밀한 경질 피막을 형성시키고, 그 후 바이어스 전압을 펄스화하여 인가하는 것이 바람직하다. 이 때 직류의 바이어스 전압을 인가시켜 초기에 형성되는 경질 피막은, 전체 막 두께의 70% 이내로 제어하는 것이 바람직하다. 70%를 초과하면, 후막화될수록 잔류 압축 응력이 증대하여, 밀착성을 열화시킨다. 직류 바이어스 인가부와 펄스화 바이어스 인가부는, 경질 피막 단면을 광학 현미경 또는 투과 전자 현미경(TEM)으로 관찰하여 식별할 수 있다. 인가하는 펄스 진동수는, 펄스 1주기 내의 마이너스와 플러스의 폭의 비를 1로 제어하는 것이 바람직하지만, 사용하는 설비에 따라 적절하게 설정하여 최적화하는 것이 바람직하다.

전술한 바와 같이 직류 바이어스 인가와 펄스화 바이어스 인가를 조합하여 성막을 행한 경우에도, 얻어진 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (200)면과 (111)면의 피크 강도비를 2이상, (220)면과 (111)면의 피크 강도비를 0.2∼1, 및 (200)면의 반가폭을 0.7°이하로 제어한다. 직류 바이어스 전압 인가로 얻어지는 경질 피막과 펄스화 바이어스 전압을 인가한 경질 피막과의 계면은, 격자 무늬가 연속되어 있으므로, 계면의 밀착 강도는 우수하다.

(b) 결정성의 제어

경질 피막의 기계적 강도를 높이기 위해서는 결정성을 높일 필요가 있다. 본 발명자들은, 전술한 바에 더하여 경질 피막의 X선 회절에 있어서 가장 높은 피크 강도를 얻을 수 있는 (200)면의 반가폭 W를 0.7이하로 제어하면, 내결손성이 극히 우수한 경질 피막 피복 부재를 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 여기서, 반가폭 W가 작을수록 결정성이 높은 것을 의미한다.

반가폭 W를 0.7° 이하로 하기 위해서는, 성막 온도는 550℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 성막 온도를 높게 함으로써, 결함이 저감하고, 그 결과 경질 피막의 결정성이 높아진다. 즉, 바이어스 전압에 의한 제어뿐만 아니라, 성막 온도를 제어함으로써도 후막화에 따른 잔류 압축 응력의 증대를 억제할 수 있다. 성막 온도가 550℃를 밑돌면, 경질 피막의 조직은 미세화되어 잔류 압축 응력이 증대하고 밀착성이 현저하게 열화된다.

(c) 가스 조성

성막 시의 바이어스 전압뿐만 아니라, 제어하는 막 두께, 반응 압력, 성막 온도 등에 의해서도, 잔류 압축 응력을 제어할 수 있다. 예를 들면, 경질 피막의 조성에도 영향을 받지만, 막 두께가 두꺼울수록, 잔류 압축 응력이 증대하는 경향이 있다. 본 발명자들이 열심히 연구한 결과, 두꺼운 막 두께를 가지는 경질 피막의 잔류 압축 응력은, 경질 피막을 형성하는 금속 원소와 가스 원소와의 함유 비율과 상관성이 있는 것을 발견하였다. 예를 들면, 성막 시간만을 변화시켜 형성한 상이한 막 두께의 CrAlN 피막의 수직 단면 또는 경사 단면의 조성 분석을 행하여, 금속 원소의 원자%의 합계 J와 가스 원소의 원자%의 합계 H와의 비 J/H를 산출하였다. 측정은 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer: 예를 들면, 니혼덴시 제품인 JXA8500F) 분석 장치를 사용하여, 가속 전압 10kV, 조사 전류 1.0μA 및 프로브 직경 10㎛ 정도로 설정하고, 경질 피막부를 기체의 영향을 받지 않는 위치부터 행하였다. 한편, 경질 피막의 잔류 압축 응력을 후술하는 곡률 측정법을 이용하여 측정하여, J/H와의 상관성을 조사하였다. 결과를 도 2에 나타낸다. 잔류 압축 응력이 커지면 J/H가 작아지는 경향이 있는 것을 알 수 있다. 본 발명자들은, CrAlN 외에 여러 종류의 경질 피막에 대해서도 동일하게 상관성을 조사한 결과, 절대값은 상이하지만 동일한 경향을 얻을 수 있는 것을 알았다. 즉, 최적 잔류 압축 응력의 범위는, 경질 피막을 구성하는 금속 원소와 가스 원소의 비를 제어함으로써 얻어진다.

(Me₁ _- _aX_a)와 가스 원소 성분(N₁ _-x- _yC_xO_y)과의 비 α는 0.85≤α≤1.25이다. α가 0.85미만이 되면, 결정 격자 중에 있어서 (Me₁ _- _aX_a) 원소끼리 결합할 확률이 높아지므로, 결정 격자 불균일이 현저하게 커져서, 결정의 격자 무늬의 연속성이 없어진다. 또한, 도 3에 나타낸 바와 같이 초경합금의 기체(4) 상에 피복된 경질 피막(3)의 단면 조직이 미세화하여 입계 결함이 증대하고, 그 결과, 잔류 압축 응력이 증대하여 밀착성이 현저하게 열화된다. 예를 들면, 절삭 공구용 경질 피막에 있어서는, 이 결함이 경질 피막의 밀도 저하나 피가공물을 구성하는 원소의 경질 피막 내부로의 내향 확산을 초래하여, 경질 피막의 기계적 특성, 즉 경도나 내결손성을 저하시킨다. 따라서, 경질 피막의 결정 격자에 있어서의 결함을 현저하게 저감시키기 위해서는, α가 0.85이상이 되도록 제어해야만 한다. 또한, α가 1.25를 초과하면 경질 피막의 결정 조직 형태는, 기둥형 조직을 가지지만, 결정과 결정 사이의 입계부(粒界部)에 있어서, 경질 피막 피복 처리를 행하는 장치 내부에 잔류되는 불순물이 들어가기 쉬워진다. 그 결과, 결정립 사이의 접합 강도가 현저하게 열화되고, 외부로부터의 충격에 의해 경질 피막이 쉽게 파괴된다. α를 최적 범위로 제어한 경질 피막의 잔류 압축 응력은, 후술하는 측정 방법을 이용하면 0.5∼6GPa이다. 즉, 산업적으로는 α의 값을 구하여 관리하는 것이 가능하며, α의 값을, 0.85≤α≤1.25의 범위로 조절함으로써, 경질 피막의 잔류 압축 응력을 0.5∼6GPa의 범위로 제어할 수 있다.

(i) 질소 반응 압력

α를 0.85≤α≤1.25의 범위로 제어하기 위해서는, 성막 시의 반응 압력을 제어하는 것이 중요하다. 질화물을 얻을 경우에는, 질소 반응 압력을 3∼11Pa로 제어하는 것이 바람직하다. 전술한 범위에서 질소 반응 압력을 높게 함으로써, 기체에 도달할 때의 이온의 입사 에너지가 낮아져서, 경질 피막의 퇴적(성막) 속도가 저하된다. 성막 속도를 낮게 함으로써, 결정 중에 포함되는 격자 결함이 감소하여, 결함이 극히 적은 기둥형 결정이 형성된다. 격자 결함이 많이 존재하는 경우, 결정의 성장이 분단되어 입계가 발생하기 쉬워진다. 불균일은, 이 입계에 많이 존재하고, 잔류 압축 응력을 증대시킨다. 입계가 많이 발생하면, 그 부분에 불균일이 집중되므로 입계 사이의 접합 강도가 낮아져서, 경질 피막의 단면 조직이 미세화되고, 그 결과 외부로부터 강한 충격을 받았을 때, 그 입계 부분부터 파괴되기 쉽다.

불균일을 저감시킴으로써, 면심입방 구조의 경질 피막의 경우, 그 조성에도 의존하지만, (111)면이나 (200)면에 강하게 배향하여 결정 성장하므로, 결정 성장과정에 있어서의 불균일에 의한 결정의 분단을 감소시킬 수 있다. 즉, 높은 밀착성을 가지고, 결손성을 높이기 위해서는, 기계적 강도가 우수한 거대한 기둥형 결정을 경질 피막 중에 포함시킴으로써 가능하다고 여겨진다. 즉, 5㎛를 초과하는 두꺼운 막을 실현시키기 위해서는, 결정 성장 과정에 있어서 결정 입계의 발생을 억제시키는 것이 중요하다. 불균일에 의한 결정 성장의 분단을 억제하는 것은, 즉 결정 입계의 저감에 의해 잔류 압축 응력은 저하되고, 높은 밀도를 가지는 경질 피막을 실현할 수 있다. 이와 같이 하여 경질 피막의 기계적 강도를 현격히 높일 수 있고, 예를 들면, 결손 강도가 높고, 경도가 높으면서, 인성(靭性)이 높은 경질 피막을 실현할 수 있다.

질소 반응 압력이 3Pa 미만에서는, 기체에 입사하는 이온의 운동 에너지를 억제할 수 없고, 이것이 불균일이 되어 나타나서, 잔류 압축 응력을 억제할 수 없게 된다. 이 때, α는 0.85미만이 되고, 절삭 공구의 경우에는 날끝 근방에서 피막의 자기 파괴가 발생한다. 11Pa를 초과하여 성막을 행하면, 플라즈마 밀도가 현저하게 저하된다. 이때, α는 1.25를 초과하고, 입사하는 이온의 운동 에너지가 저하되고, 경질 피막은 기둥형 결정 조직을 가지지만, 결정간, 즉 입계에 불순물을 쉽게 받아들여서, 경질 피막의 기계적 특성을 열화시킨다.

(ii) C 및 O의 함유량

경질 피막 중에 C(탄소) 및/또는 O(산소)를 함유시킴으로써, 경질 피막의 윤활 특성이 더욱 향상된다. C 및/또는 O를 경질 피막에 함유시키려면, 탄화수소계 가스나 산소를 함유하는 가스를 사용해도 되고, C 및/또는 O를 함유하는 고체 증발원을 사용해도 된다. 경질 피막에 함유되는 최적량은, C(탄소)가 0∼10 원자% 및 O(산소)가 0∼10 원자%이다. 이와 같은 조성으로 제어함으로써, 극히 우수한 두꺼운 막 두께를 가지는 경질 피막 피복 부재를 실현할 수 있다. 여기서, x 및/또는 y가 10 원자%를 초과하면 경질 피막의 결정 조직이 미세화되고, 결정 입계에 있어서의 결함이 증대한다. 그러므로, 경질 피막의 윤활 특성이 크게 개선되어도, 결손성 등의 기계적 특성이 현저하게 열화된다. C 및/또는 O를 포함하는 가스를 도입하여 성막을 행하는 경우에도, 주체가 되는 N과 합친 전체 압력이 3∼11Pa로 제어되어야 한다. C 및/또는 O를 경질 피막 중에 포함시키는 방법으로서, 각각의 원소를 포함하는 타깃을 사용하는 경우에는, 증발시킬 때의 에너지를 지나치게 크게하여 경질 피막 중에 C 및/또는 O가 지나치게 많이 넣어지지 않도록, 적절한 조건의 최적화가 필요하다. 최적 성막 조건은, 사용하는 타깃이나 성막 장치에 의존하므로, 막의 밀착성 등을 고려하여, 실험에 의해 최적값을 구하여 조정할 필요가 있다.

(iii) 가스 조성비의 측정 방법

α의 값은, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer: 예를 들면, 니혼덴시 제품인 JXA8500F) 분석 장치를 사용하여, 가속 전압 10kV, 조사 전류 1.0μA 및 프로브 직경 10㎛ 정도로 설정하고, 수직 단면 또는 경사 단면의 조성을, 기체의 영향을 받지 않는 위치로부터 측정함으로써 구할 수 있다. 경질 피막 표면으로부터 측정하는 경우에는, 프로브 직경을 50㎛ 정도로 설정하면 된다.

(d) 면조도(面粗度)

면조도 Ra가 0.2㎛ 이상인 기체 표면에 경질 피막을 피복하는 경우, 얻어지는 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (220)면의 피크 강도 It와 (111)면의 피크 강도 Ir의 비 It/Ir가 0.6≤It/Ir≤1의 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 예를 들면, 소결 표면 등의 비교적 면조도가 거친 표면을 가지는 절삭 공구 등에 경질 피막을 피복하는 경우, 경질 피막의 It/Ir가 0.6 미만이면 잔류 응력이 커져서 높은 밀착성을 얻을 수 없게 된다. 또한, It/Ir가 1을 초과하여 커지면 밀착성이 저하된다. X선 회절에 있어서의 It/Ir를 전술한 범위로 제어하기 위해서는, 인가하는 펄스화 바이어스 전압의 펄스 진동수를 10∼20kHz로 제어하면 된다. 예를 들면, 초경합금 공구의 소결 표면은, 면조도 Ra가 0.2㎛ 이상이며, 그 표면에는 Co(코발트)가 많이 존재한다. 이와 같은 표면에 경질 피막을 피복하는 경우에도, 이온이 피처리물에 도달할 때의 운동 에너지를 제어함으로써, 높은 밀착성을 가지는 경질 피막 피복 공구를 실현할 수 있다.

(7) 금속의 이온 반경

우수한 내마모성 및 내결손성을 가지는 경질 피막을 얻기 위하여, 이온 반경이 0.041∼0.1nm인 4a, 5a, 6a족의 Me 원소 및 이온 반경이 0.002∼0.04nm로 작은 Al, Si, B, S 등의 X 원소가 함유된 질화물, 탄질화물, 산탄질화물 등을 피복하는 것이 바람직하다.

(e) 육방정

경질 피막은, 기계적 강도가 우수한 면심입방 구조의 결정 형태로 되도록 제어하는 것이 바람직하지만, 윤활성을 가지는 기능 막으로서 육방정의 경질 피막을, 면심입방정의 경질 피막과 조합시켜 가장 바깥층이나 중간층으로서 형성해도 된다. 또한, 경질 피막 중에 면심입방정이나 육방정이 혼재하는 형태를 취함으로써, 우수한 윤활 특성이나 내마모성을 부여할 수 있다. 또한, 경질 피막 중에 미세한 결정립나 비정질립을 함유시켜, 더욱 경도를 높여서, 우수한 내마모성을 실현할 수도 있다. 면심입방정과 육방정이 혼재하는 형태는, 예를 들면, TiAlN이나 CrAlN의 경우, Al이 원자%로 60%를 초과할 때 출현하는 ZnS 구조를 포함하는 것을 일컫는다. 또한, 경질 피막 중에 미세한 결정립이나 비정질립을 함유시켜, 더욱 경도를 높여 우수한 내마모성을 실현할 수도 있다.

(3) 액적 및 화합물 결정립

본 발명의 경질 피막 피복 부재는, 압축 응력을 가지는 두께 5㎛ 이상의 경질 피막이 피복된 부재이며, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 나타내고, α는 (Me₁ _- _aX_a)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비를 나타내며, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]에로 표시되는 화합물로 이루어지고, 상기 경질 피막 중에 존재하는 (Me₁ _- _aX_a)를 주성분으로 하는 액적을 기점으로 결정 성장한 화합물의 결정립이, 상기 경질 피막 표면에 대하여 돌출하고 있고, 상기 화합물 결정립의 길이 L과 상기 막 두께 T와의 비 L/T이, 0.1≤L/T≤1.2를 만족시키는 것을 특징으로 한다. 화합물 결정립이 경질 피막 표면으로부터 돌출하지 않는 경우, 즉 화합물 결정립의 선단이 경질 피막의 표면과 같은 높이인 경우, 그 선단부에서 화합물 결정립과 주변의 경질 피막 사이에 간극이 생기므로, 기계적 강도가 높아지지 않는다. 상기 막 두께 T는 두꺼울수록 내마모성의 면에서 바람직하지만, 경질 피막은 더 두껍게 하면 압축 응력이 지나치게 높아지므로, 30㎛ 이하가 바람직하다.

(a) 액적의 제어

본 발명에서 중요한 액적의 제어와 그 적극적 활용에 대하여 설명한다. 이하에서 설명하는 액적의 활용은 신규한 것이다. 본 발명에서는, 경질 피막에 함유되는 액적을 기점으로 결정 성장한 화합물의 결정립이, 경질 피막 표면에 대하여 돌출하고 있고, 상기 화합물 결정립의 길이 L과 상기 막 두께 T와의 비 L/T이, 0.1≤L/T≤1.2를 만족시키는 범위로 제어함으로써 실현할 수 있다. L/T이 1.2보다 커지면 경질의 결정립이 경질 피막 표면보다 매우 많이 돌출하여, 이것이 「줄」로서 작용하여, 피삭재와의 응착(용착)성이 현저하게 열화된다. 0.1보다 작으면 액적을 기점으로 한 화합물의 결정립이 성장하지 않고, 경질 피막 내부에 결함으로서 잔류하여, 내결손성 등의 기계적 특성을 현저하게 열화시킨다. 도 4에 나타낸 바와 같이, 액적(1)이 경질 피막(3) 중에 포함될 때의 존재 형태는, 크게 4종류 존재하는 것으로 여겨진다. 본 발명에 있어서는, 상태 B에 나타내는 결정립(2)이 존재하도록 제어하는 것이 중요하다. 경질 피막 표면(5)에 대하여 돌출하지 않는 경우, 즉 상태 D에 나타낸 바와 같이 화합물 결정립(2)의 선단이 경질 피막의 표면과 동일한 높이인 경우, 화합물 결정립(2)의 선단 주변은 주변의 경질 피막과 간극(6)을 가지게 되므로 기계적 강도가 저하된다.

5㎛ 이상의 막 두께로 경질 피막에 함유되는 액적을 기점으로 결정 성장한 화합물의 결정립을 0.1≤L/T≤1.2를 만족시키는 범위로 제어하기 위해서는, 성막 시의 기체 온도를 550∼750℃로 설정하고, 성막 시의 반응 압력을 3∼11Pa로 제어하는 것이 중요하다.

(i) 온도 제어

PVD법에 따른 성막 온도를 일반적인 400∼500℃보다 높게 함으로써, 경질 피막 내로의 불가피 불순물 혼입에 의한 불균일의 발생이 억제된다. 액적은, 성막 시에 발생하는 고체 증발원 조성의 용융 금속이 기체에 부착된 것이며, 가스 원소와 거의 반응하지 않고 포함된다. 구형이나 액적 상태의 것이 대표적이다. 성막 도중에 기체 또는 경질 피막 표면에 부착된 액적(1)은 화합물로서 결정 성장한 것은 아니기 때문에, 도 4의 상태 A에 나타낸 바와 같이 경질 피막 표면(5)에 부착된 액적(1)은 쉽게 탈락한다. 그리고, 도 5에 나타낸 바와 같이 경질 피막(3)에 액적 탈락부(10)가 발생하고, 외부로부터의 충격을 받았을 때 파괴의 기점이 된다. 또한, 액적이 탈락하지 않고 경질 피막(3) 내에 포함될 경우, 액적의 주위에서는 질화물 등의 화합물 결정의 성장에 대하여 저해가 일어나서, 도 6에 나타낸 바와 같이 액적 주위에 간극(6)이 생긴다. 이 간극(6)에 불순물이 포함되어 결함이 되므로, 경질 피막의 기계적 특성이 현저하게 열화된다. 경질 피막을 두꺼운 막으로 하면 경질 피막 내에 포함되는 액적의 양도 많아져서, 막 내의 결함도 증대한다. 따라서, 특히 후막화했을 때, 결함을 줄여 경질 피막의 기계적 강도를 열화시키지 않기 위해서는, 액적 표면에 경질 피막 조성의 화합물 결정이 성장하기 쉬운 성막 조건으로 제어하는 것이 중요하다.

550℃ 이상의 온도로 성막함으로써, 화합물 결정의 기본이 되는 이온이 액적 표면에 도달한 후, 응고하여 결정 성장의 핵을 형성할 때까지의 운동 에너지를 높여서 액적과 화합물 계면의 격자 무늬에 연속성을 갖게 할 수 있다. 즉, 화합물 결정립의 핵형성 전의 원자가 액적 표면에서 움직임으로써, 액적과 헤테로에피택셜(heteroepitaxial) 상태를 형성하여 견고하게 응고하고, 이것을 기점으로 화합물 결정립이 성장하기 쉬워진다. 또한, 550℃ 이상으로 성막함으로써, 핵형성 후에 성장하는 결정립의 불균일을 완화시키는 효과를 얻을 수 있고, 잔류 압축 응력이 과도하게 증대하는 것을 방지할 수 있다. 550℃ 미만으로 성막한 경우에는 L/T이 0.1미만이 되고, 액적을 기점으로 한 화합물 결정 성장은 일어나기 곤란하게 된다. 즉, 핵을 형성하기 위해 필요한 운동 에너지를 얻을 수 없기 때문에, 액적과 경질 피막 결정 사이의 헤테로 에피택셜이 형성되기 곤란하게 된다. 그 결과, 액적과 그 주위의 화합물 결정이 분단된 형태로 되어, 기계적 강도가 높아지지 않는다.

성막 온도가 750℃를 초과하면 액적을 기점으로 한 화합물 결정의 성장은 촉진되지만, 그 성장은 경질 피막 내부에서 방사상으로 일어나기 때문에, 주위의 결정립이 막 두께 방향을 향해 성장할 때 서로 간섭하여 불균일이 생긴다. 또한, 화합물 결정립이 방사상으로 성장하면 L/T이 1.2를 초과하기 쉬워진다. 또한, 액적 표면에서 성장하는 화합물 결정은, 주위의 화합물 결정보다 성장 속도가 늦기 때문에, 화합물 결정립 성장의 기점이 되는 액적의 밑둥치 부분에 불균일이 생겨 간극이 쉽게 생긴다. 그러므로, 외부로부터의 충격에 대한 기계적 강도가 열화된다. 액적 상에 성장한 화합물 결정립은, 주위의 화합물 결정립과 실질적으로 동일한 정도의 경도이므로, 경질인 돌기물로서 경질 피막 표면에 존재한다. 이 돌기물은 피막 표면으로부터의 돌기량이 커서, 줄처럼 기능하므로, 이 돌기물을 포함하는 경질 피막을 피복한 공구는, 피가공물과 접촉되었을 때 기계적인 응착이 쉽게 생기게 된다. 그 결과, 극히 윤활 특성이 우수한 경질 피막을, 절삭 공구 등에 적용해도, 그 유효성이 충분히 발휘되지 않는다.

(ii) 압력 제어

성막 시의 질소 반응 압력을 3∼11Pa로 제어함으로써, 성장한 결정립과 주위의 결정립 사이에 발생하는 입계 결함을 억제할 수 있고, 경질 피막의 잔류 압축 응력 증대를 억제할 수 있다. 이와 같은 성막 조건에 의해, 액적 표면 상에 형성되는 결정립의 성장 속도를 저하시켜, 밀도가 높은 결정을 얻을 수 있다. 3Pa 미만의 반응 압력 하에서는, 액적 표면에 성장한 화합물 결정이 불균일을 많이 포함하면서 더욱 성장하므로, 잔류 압축 응력을 억제할 수 없다. 11Pa를 초과하면, 액적을 기점으로 한 화합물 결정립은 얻을 수 있지만, 주위의 경질 피막 결정립의 경도 등의 기계적 특성이 열화된다. 액적을 기점으로 한 결정립은, 전계 방출형 투과형 전자 현미경(예를 들면, 니혼덴시 제품 JEM-2010F형, 가속 전압 20kV, 이하, TEM이라고 함)이나, 범용 주사형 전자 현미경 등으로 확인 가능하다.

(4) 잔류 응력의 측정 방법

본 발명의 두꺼운 막의 경질 피막 피복 부재를 실현하기 위해서는, 전술한 바와 같이, 경질 피막 중에 잔류되는 압축 응력값을 제어해야만 한다. 일반적으로 경질 피막의 잔류 압축 응력은, X선 잔류 응력 측정법에 따른 평경법을 이용하여, 식 (1)의 잔류 압축 응력 σ의 부호를 구함으로써 어느 정도의 판별은 가능하다.

여기서, E는 탄성 정수(영률), υ는 포아송비, θ₀는 불균일이 없는 격자면으로부터의 표준 브래그(Bragg) 회절각, Ψ는 회절 격자면 법선과 시료면 법선과의 기울기, θ는 측정 시료의 각도가 Ψ일 때의 브래그 회절각이다.

식 (1)에 있어서, 잔류 응력 σ의 부호가 플러스 또는 마이너스인지를 결정하려면 2θ-sin2Ψ 선도의 구배만 필요하게 되며, 잔류 응력 σ의 부호가 플러스일 때가 잔류 인장 응력이며, 마이너스일 때 잔류 압축 응력이 작용하고 있는 것으로 판별된다. 그러나, 이 측정법에는, 탄성 정수(영률 E)나 포아송비 υ, cotθ₀(항상 플러스)의 정확한 값을 모르는 경우에는, 잔류 응력값을 산출하는 것이 불가능한 문제점을 가진다. 예를 들면, PVD 경질 피막의 밀착성의 우열에 큰 영향을 미치는 잔류 압축 응력은, 상기 평경법을 이용하여, 기존의 TiN(JCPDS 파일 번호 38-1420) 등에서 얻어지는 피크에 대한 상대적인 비교를 행하여 산출된다. 그러나, 전술한 바와 같이, 탄성률(영률 E)이나 포아송비 υ, cotθ₀(항상 플러스)의 정확한 값을 모르는 복잡한 조성이나 다층 구조 등, 다양한 요소가 더해진 경우, 경질 피막 전체의 잔류 응력을 산출하는 것은 불가능하다. 예를 들면, TiAlN과 같이 널리 적용하게 된 경질 피막조차도, Ti, Al, N의 함유량 구성이 상이한 경우나, 다층 구조를 가지는 경우 등에는, 경질 피막 전체의 잔류 응력값을 구할 수 없다.

즉, 종래에는 전술한 X선 회절의 평경법에 따른 경질 피막의 잔류 응력 측정법만 알려져 있고, TiN, TiC, TiCN, ZrN, CrN, AlN 등의 단일층이면서, 또한 일반적인 조성의 경질 피막의 잔류 응력만 측정할 수 있었다. 또한, TiAlN 등의 경질 피막에 대하여는, TiN를 기준으로 한 상대적인 비교에서의 측정만 행할 수 있었다. 또한, TiN, TiC, TiCN, ZrN, CrN, AlN, TiAlN 등이 다층으로 피복된 경우, 각각의 층의 잔류 응력 측정은 가능하지만, 경질 피막 전체의 잔류 응력을 측정할 수는 없었다.

본원에 있어서는, 다음과 같이 하여 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력을, 종래보다 정확하게 구하여 정의하였다. 이 방법에 의해 얻어지는 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력을, 곡률 측정법에 의한 잔류 압축 응력이라고 한다. 이하에, 그 측정 방법에 대하여 설명한다.

영률과 포아송비가 이미 알려진 기체를 소정의 형상으로 가공한 시험편을 사용하여, 그 표면에 피복을 행하면, 경질 피막 중에 발생하는 잔류 압축 응력에 의해, 피복된 시험편이 휨 변형된다. 이 휨 변형량을 구하고, 하기 식 (2)로부터 PVD 경질 피막 전체의 압축 응력값을 산출하였다.

여기서, Es: 시험편에 사용한 기체의 영률(GPa),

D: 시험편의 두께(mm),

δ: 피복 전후에 생기는 시험편의 휨량(㎛),

l: 피복에 의해 생긴 시험편의 길이 방향 단면으로부터, 최대 휨부까지의 길이(mm)

υs: 시험편에 사용한 기체의 포아송비, 및

d: 시험편 표면에 피복한 경질 피막의 막 두께(㎛)이다.

사용하는 시험편 재료 종류에 대해서는, 영률 및 포아송비가 측정된 초경질 재료를 비롯하여 서멧(cermet)재, 고속도 공구강 등을 사용해도 측정은 가능하지만, 그 중에서도 초경질 재료가 측정에 의해 얻어지는 수치의 불균일이 적고 적합하였다. 시험편의 형상은 단책형(短冊形)이 바람직하다. 예를 들면, 폭 8mm, 길이 25mm, 두께 0.5∼1.5mm 형상의 시험편을 사용하면, 측정에 의해 얻어지는 수치의 불균일이 적고, 응력값의 차이를 보다 확인하기 쉽다. 또한, 소정의 형상으로 제작한 시험편의 상면 및 하면에 대하여, 평행도 ±0.1mm가 되도록 경면 연마를 행한 후, 600∼1000℃의 진공 중에서 열 처리를 행하고, 특히 재료의 표면 부분의 불균일을 제거하는 것이 바람직하다. 이 불균일을 어느 정도 제거하지 않으면, 얻어지는 잔류 압축 응력의 값에 편차가 발생한다. 시험편의 경면 가공된 일면의 굴곡 변형량을 피복 전에 측정한 후, 이 면에 피복을 행하고, 피복 후의 피복 시험편의 굴곡량을 측정한다. 피복 전후의 굴곡량, 피복에 의해 불균일이 생긴 시험편의 장척(長尺) 방향 단면으로부터 최대 굴곡부까지의 길이, 및 피복된 경질 피막의 막 두께를 측정하고, (2) 식을 이용하여 잔류 압축 응력의 값을 산출한다. 경질 피막의 조성이나 성막 조건이 변화되어도, 또한 경질 피막이 다층 구조를 가지고 있어도, 본 측정 방법에 의해 잔류 압축 응력의 값을 산출할 수 있다.

상기 측정법에 있어서, JIS 규격 중의 K종, M종, P종, 또는 초미립계의 초경질 합금, TiC 또는 TiCN계의 서멧 재료로 이루어지는 시험편을 제작하고, 이 시험편 상에 경질 피막을 피복시켜, 잔류 압축 응력을 측정한 바에 의하면, 사용하는 시험편재의 종류에 의존하여, 잔류 압축 응력이 크게 변동되지는 않았다. 전술한 바와 같이, 종래는 단일층이면서, 또한 일반적인 조성의 경질 피막의 잔류 압축 응력만 측정할 수 있었고, TiAlN 등의 경질 피막도 TiN을 기준으로 한 상대적인 비교에서의 측정만 행할 수 있고, TiN, TiC, TiCN, ZrN, CrN, AlN, TiAlN 등이 다층으로 피복된 경우에는, 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력을 측정하는 것이 불가능하였다. 그러나, 본원의 곡률 측정법을 적용함으로써, 복잡한 조성계의 경질 피막은 물론, 다층막 전체의 잔류 압축 응력을 직접 측정할 수 있게 되고, 그 결과, 부재에 대한 밀착성의 높낮이를 예측하여, 밀착성이 개량된 경질 피막의 설계가 가능하게 된다. 본원의 곡률 측정법을 적용함으로써, 단층막은 당연히 가능하며, 조성이 상이한 경질 피막, 동일 원소계의 조성이 상이한 경질 피막, 다원소계의 경질 피막, 다원소계의 다층 경질 피막뿐만 아니라, 산화물 경질 피막, 비정질 카본계 경질 피막, 다이아몬드계 경질 피막 등의 잔류 압축 응력을 측정할 수 있게 된다.

(5) 그 외의 구조

(a) 기둥형 결정 조직

경질 피막 피복 부재에서의 경질 피막의 결정 조직은, 기둥형 결정 조직인 것이 바람직하다. 기둥형 결정 조직에 있어서의 기둥형 결정립을 TEM으로 관찰했을 때, 기둥형 결정 구조의 결정립은, 조성 변조를 가지는 다층 구조인 것이 바람직하다. 여기서, 본원에 있어서 정의되는 조성 변조는, 경질 피막을 구성하는 원소의 조성이, 막 두께 방향으로 변화하는 것을 의미한다. 예를 들면, TiAlN을 사용한 경우, Ti(티탄, 원자량 약 48)보다 가벼운 원소인 Al(알루미늄, 원자량 약 27)이나 N(질소, 원자량 약 14)의 함유량이, 경질 피막의 막 두께 방향에 있어서 균일하게 포함되는 것이 아니라, 막 두께 방향에 있어서 거의 주기적으로 변화(증감)하여 포함되어 있는 것을 의미한다.

(b) 다층 구조

결정립 내에 다층 구조를 함유시키기 위해서는, 펄스화시킨 바이어스 전압을 인가시키는 것이 바람직하고, 예를 들면 직류 바이어스 전압을 20∼200V로 설정하고, 펄스 진동수를 5∼35kHz로 제어하면, 경질 피막에 함유시키는 원소종류에 좌우되지 않고, 조성 변조를 가지는 경질 피막을 얻을 수 있다. 직류 바이어스 전압을 40∼100V로 설정하고, 펄스 진동수를 10∼35kHz로 하는 것이 더욱 바람직하다. 이러한 제조 조건으로, 5㎛ 이상의 후막화된, 내결손성 및 내마모성이 우수하며, 잔류 압축 응력이 낮고, 밀착성이 현격하게 우수한 경질 피막을 얻을 수 있다.

펄스화된 바이어스 전압을 사용함으로써, 기체에 입사하는 이온 에너지에 고저차가 발생한다. 즉, 이온 입사 에너지가 낮을 때 연질층이 형성되고, 이온 입사 에너지가 높을 때 경질층이 형성되어, 그 결과 다층 구조를 가지는 경질 피막이 된다. 예를 들면, 직류 바이어스 전압을 100V, 펄스 진동수를 10kHz 및 포지티브 바이어스(플러스 전압)를 0V로 설정한 경우, 0∼100V로 인가될 때 형성되는 연질층과 100V로 인가될 때 형성되는 경질층이 교대로 적층된 다층 구조를 실현할 수 있다. TiAlN 피막을 예로 들면, 이온의 입사 에너지가 낮은 경우에는 이온 반경이 작은 Al이 상대적으로 많이 포함된, 비교적 연질층이 형성되고, 이온의 입사 에너지가 높은 경우에는 이온 반경이 작은 Al가 상대적으로 적은, 비교적 경질층이 형성되고, 인가시키는 바이어스 전압에 의해 조성이 변조된 다층화를 실현할 수 있다. 경질 피막 중에 연질층이 포함되면 경질 피막 전체의 압축 응력을 저하시킬 수 있고, 그 결과 후막화가 가능하게 된다. 상이한 조성의 타깃을 사용하여, 예를 들면 TiAlN의 경우, Ti나 Al의 조성차를 가지는 다층 구조의 경질 피막을 형성할 수도 있지만, 이 경우에는 층간의 조성차가 커지고, 이것이 갭이 되어 불균일이 발생한다. 이상적인 다층 구조는, 조성이 경사적으로 거의 연속적으로 변화하지만, 층간에서 10원자% 이내인 것이 바람직하다.

상기 다층 구조에 있어서, 층과 층 사이는 격자 무늬가 연속적으로 성장하므로, 기계적 강도가 우수하다. 조성 변조는, Al, Si, B 등의 이온 반경이 작은 원소가 상대적으로 많이 포함되는 층과 상대적으로 적게 포함되는 층 사이의 조성차 Z(원자%)는, 10 원자% 이하인 것이 바람직하고, 2≤Z≤10의 범위인 것이 보다 바람직하다. 20V 미만의 바이어스 전압으로 피복을 행했을 때, 조성 변조에 의해 발생하는 조성차는 2 원자% 미만이 되어, 잔류 압축 응력의 제어가 불충분하게 된다. 또한, 이온의 입사 에너지가 작아지므로, 비록 성막하더라도 높은 밀착성을 얻을 수 없다. Z가 10 원자%를 초과하면, 경질 피막 중에 불균일이 많이 발생하여 잔류 압축 응력이 증대한다. 품질을 안정화시키기 위하여, 직류 바이어스 전압을 인가하여 성막한 후, 성막 과정의 도중에 펄스화된 바이어스 전압을 인가시켜도 된다.

(c) 밀착 강도

경질 피막의 기체에 대한 밀착 강도(임계 하중값 A)는, 스크래치 시험으로 구했을 때, 10N(뉴턴) 이상인 것이 바람직하다. 압축 응력을 가지는 경질 피막의 밀착성은, 두꺼운 막이 될수록 저하된다. 일반적으로는, 3㎛ 정도의 막 두께이면, 100N(뉴턴)을 초과하는 밀착 강도를 얻을 수 있지만, 후막화됨에 따라 잔류 압축 응력이 증대하여 밀착 강도는 현저하게 저하된다. 막 두께가 5㎛를 초과하면, 100N(뉴턴)의 밀착 강도를 얻기가 극히 곤란하게 된다. 잔류 압축 응력이 커지면, 기체 계면으로부터의 경질 피막의 박리나, 경질 피막 내부에서의 파괴 등이 발생한다. 후막화된 경질 피막에 있어서, 박리나 막 내의 파괴를 발생시키지 않기 위해서는, 10N(뉴턴) 이상의 밀착 강도가 필요하다. 밀착 강도는, 다이아몬드 압자를 사용한 범용 스크래치 시험기로, 하중 0∼100N(하중 속도 V = 2.5N/sec)까지 스크래치 시험을 행하여 측정할 수 있다. 스크래치 시험은, 시험기에 설치된 압전음향센서(acoustic emission sensor, AE)에 의해, 경질 피막의 파괴나 박리의 발생점을 감지시켜, 그 때의 하중을 임계 하중값(하중 단위 = N)으로서 평가한다. 잔류 압축 응력을 가지는 5μ이상의 막 두께에 있어서 10N 이상의 밀착 강도를 얻기 위해서는, 성막 시에 인가시키는 펄스화된 바이어스 전압을 간헐적으로 플러스로 하면 실현할 수 있다. 즉, 기체 표면에 입사시키는 이온의 입사 에너지의 고저차를 보다 크게 한다. 10N 이상의 밀착 강도는, 직류 바이어스 전압을 20∼100V, 펄스 진동수를 10∼35kHz, 플러스의 바이어스 전압을 5∼20V로 제어하고, 플러스와 마이너스의 갭이 커지도록 성막 파라미터를 제어함으로써 얻을 수 있다.

(d) 기계적 연마

경질 피막의 표면은 기계적으로 연마되어 있고, 가장 두꺼운 막의 부분의 막 두께 TA와 가장 박막의 부분의 막 두께 TB의 막 두께 비 β = TA/TB가, 1≤β≤300인 것이 바람직하다. 전술한 바와 같이, 막 두께가 두꺼워지면, 경질 피막 내부에 포함되는 액적수가 증가하고, 이를 기점으로 성장한 결정립가, 경질 피막 표면을 뚫고나오도록 성장하기 쉬워진다. 그러므로, 밀착 강도 및 내결손 강도가 우수해도, 경질 피막 표면이 피가공물과 접촉되었을 때 응착 등이 발생하는 경우가 있다. 이를 방지하기 위하여, 경질 피막을 피복 후, 기계적으로 경질 피막 표면을 연마하여 표면의 돌기를 제거하는 것이 바람직하다. 연마 방법으로서는, 브러시 등의 회전물을 이용한 연마나, 블래스트 등 매체를 사용한 연마를 예로 들 수 있다. 연마량은, 기체 노출 면적이 크게 되지 않도록 β가 300 이하로 되는 양이 바람직하다. 표면의 돌기를 제거하는 것만의 기계 가공도 효과가 있다. 막 두께 비 β는, 기계 가공을 행한 부위에 있어서의 경질 피막의 단면을 관찰함으로써 구할 수 있다.

(d) 금속층

상기 기체와 상기 경질 피막 사이에 두께 10∼200nm의 금속층을 가지는 것이 바람직하다. 금속층을 가짐으로써, 견고한 밀착성을 얻을 수 있다. 특히, 표면의 면조도 Ra가 0.1을 초과하는 기체의 경우, 기체 표면에 금속층을 형성함으로써 표면이 평활화되어 높은 밀착성을 가지는 경질 피막을 얻을 수 있다. 또한, 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력도 완화된다. 금속층은, Ti, Cr, W 등의 단일 금속이나 TiAl, CrAl, TiAlW 등의 합금을 아크 이온 플레이팅 방식으로, 직류 바이어스 전압을 600V 이상으로 제어하여 피복하는 것이 바람직하다.

(e) 기체

경질 피막 피복 부재는, 기체에 탄화 텅스텐기 초경합금, 고속도 공구강 기체, 서멧 등을 사용하면, 보다 내마모성과 인성의 밸런스가 최적화된다. 다만, 고속도 공구강을 기체로서 사용하는 경우에는, 그 열 처리 특성을 고려하여 500∼550℃의 범위에서 피복하는 것이 바람직하다. 이와 같이 비교적 저온으로 성막하는 경우에는, 인가시키는 바이어스 전압이나 성막 시의 반응 압력을 적절하게 최적화시킨다.

(6) 경사각

경질 피막을 선삭용 인서트 부재에 적용한 경우, 인서트 날의 가장 선단부로부터, 장착 중심부를 향한 경사각 θ1이, 피복 전의 상태에서, 10°≤θ1≤35°인 것이 바람직하다. θ1이 10°보다 작을 때는, 경질 피막이 전단 방향으로부터의 힘을 받기 쉽게 되어, 결과적으로 절삭 저항이 높아지고, 적용하는 기재의 내열 강도가 저하하여 소성 변형이 발생한다. 기체가 열에 의해 소성 변형하면, 압축 응력을 가지는 경질 피막은, 이 소성 변형에 추종할 수 없게 되어 파괴되는 문제점이 나타난다. θ1이 35°보다 커지면 절삭열의 발생이나 절삭 저항은 저감될 수 있지만, 날 선단부가 예리하게 되어, 피복 시에 발생시키는 플라즈마가 집중하기 쉽다. 그 결과, 날 선단 부분이 지나치게 두꺼운 막이 되어 경질 피막의 자기 파괴가 발생하는 문제점이 나타난다.

[2] 제조 방법

(a) 성막 방법

성막 방법으로서는, 펄스화된 바이어스 전압이 인가 가능하며, 잔류 압축 응력이 부여되는 성막 방식이 바람직하다. 아크 이온 플레이팅법, 스퍼터링법 등의 이온 플레이팅 방식, 플라즈마 지원형의 CVD법 등이 바람직하다. 본원의 제조 조건을 적용하면, 각각의 방식이 하나의 설비에 설치된 복합 장치를 사용해도 된다.

(b) 제조 조건

성막 시의 바이어스 전압의 인가 조건을 제어함으로써, 잔류 압축 응력이 저감화된 피막을 얻을 수 있다. 특히, 펄스화시킨 바이어스 전압을 인가시킴으로써, 경질 피막의 잔류 압축 응력이 더욱 저감화되어 바람직하다. 직류 바이어스 전압을 20∼100V, 펄스 주기를 5∼35kHz로 설정함으로써, 후막 피복 부재에 함유시키는 원소 종류에 좌우되지 않으며, 후막화되고 내결손성 및 내마모성이 우수하고, 압축 응력이 저감화된, 밀착성이 현격하게 우수한 후막 피복 부재를 실현할 수 있다. 펄스화된 바이어스 전압을 사용함으로써, 기체에 입사하는 이온 에너지에 고저차가 발생한다. 즉, 이온 에너지가 낮을 때 연질상이 형성되고, 이온 에너지가 높을 때 경질상이 형성되어, 연질과 경질의 양쪽을 가지는 상 구조의 결정립이 된다. 예를 들면, 직류 바이어스 전압을 100V로 설정하고, 펄스 주기를 10kHz, 플러스의 바이어스 전압을 0V로 설정한 경우, 0V에서 100V 미만의 범위에서 인가할 때 연질상이 형성되고, 100V로 인가할 때 경질상이 형성된다. TiAlN 피막을 조성 변조하여 형성한 경우, 성막 시의 이온의 입사 에너지가 낮은 조건에서는 이온 반경이 작은 Al이 상대적으로 많이 포함된, 비교적 연질의 상이 형성된다. 이온의 입사 에너지가 높은 조건에서는, 이온 반경이 작은 Al이 상대적으로 적고, 비교적 경질의 상이 형성된다. 전술한 반복에 의해 연질 및 경질이 교대로 형성된다. 따라서, 펄스화된 바이어스 전압의 인가에 의해 형성된 피막에는 연질상이 결정립 중에 포함되므로 후막화한 경우에도 경질 피막 전체의 압축 응력의 상승이 억제되므로, 피복 부재의 후막화를 실현할 수 있다. 결정립의 조성 변조의 상간은, 격자 무늬가 연속적으로 성장하므로, 기계적 강도가 우수하다. 품질의 안정성을 높이기 위하여, 최초에 직류 바이어스 전압을 인가하여 성막하고, 성막 과정의 도중에 펄스화된 바이어스 전압을 인가시켜 나머지를 성막해도 된다.

본 발명을 이하의 실시예에 따라 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들로 한정되는 것은 아니다.

<잔류 압축 응력의 측정법>

초미립 초경합금(0.6㎛ 입경의 WC에 13 질량%의 Co 및 0.5 질량%의 TaC를 첨가) 분말을 소정의 시험편 형상으로 성형한 압분체를, 1530℃의 진공하에서 수소를 도입하여 소결하여, 얻어진 소결체에 대하여 기계적으로 경면 가공을 행하고, 600∼1000℃의 진공하에서 불균일을 제거하기 위하여 열처리하여, 시험편을 얻었다. 이 시험편의 경면 측에만 경질 피막을 피복하고, 시험편이 피복 후에 휜 양을 측정하여 잔류 압축 응력값을 구하였다.

피막 재료로서는, TiN, CrN, Me 원소(4, 5a, 6a족 원소, Al, B, Si, S로부터 선택된 적어도 2종의 원소)의 질화물, 탄질화물, 산질화물 및 산탄질화물을 사용하였다. 증발원은 각종 합금제 타깃을 사용하고, 질소, 산소, 아세틸렌 등의 탄화수소계의 가스를 단독 또는 혼합하여 성막 시에 도입하여, 질화물, 탄질화물, 산질화물 및 산 탄질화물을 제작하였다.

시료 1(본 발명의 예)

잔류 압축 응력 측정용 시험편, 및 밀링용 및 선삭용의 인서트 형상의 초경합금제 기체 표면에, 아크 이온 플레이팅 장치를 사용하여, 피복 처리 온도 600℃, 반응 압력 5.0Pa 및 바이어스 전압 50V로 TiAlN 막을 1㎛ 성막한 후, 바이어스 전압을 10kHz로 펄스화하여, 합계 11㎛의 두께로 성막하였다.

시료 2∼16(본 발명의 예) 및 시료 92∼99(비교예)

경질 피막의 막 두께가 잔류 압축 응력값에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 경질 피막 조성 및 피막 시간(막 두께)을 표 1에 나타낸 바와 같이 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 17∼29(본 발명의 예) 및 시료 89∼91(비교예)

경질 피막의 경도 및 내열성이 절삭 성능에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 경질 피막 조성을 표 1에 나타낸 바와 같이 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 30∼38(본 발명의 예) 및 시료 100∼103(비교예)

경질 피막 중에 함유하는 산소 또는 탄소가 절삭 성능에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 경질 피막 조성을 표 1에 나타낸 바와 같이 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 39∼43(본 발명의 예) 및 시료 106∼107(비교예)

경질 피막의 성막 시의 반응 압력이 경질 피막의 조성에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 반응 압력을 표 1에 나타낸 바와 같이 1.6∼12.0Pa로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 44∼47(본 발명의 예) 및 시료 104∼105(비교예)

경질 피막의 성막 시에 인가하는 펄스화 바이어스 전압이, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면, (200)면 및 (220)면의 피크 강도에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 펄스화 바이어스 전압을 표 1에 나타낸 바와 같이 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 48∼55(본 발명의 예) 및 시료 108∼109(비교예)

경질 피막의 성막 시에 인가하는 바이어스 전압의 펄스 진동수가, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면, (200)면 및 (220)면의 피크 강도에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 펄스 진동수를 표 1에 나타낸 바와 같이 2∼40kHz의 범위로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 56∼58(본 발명의 예)

기체 표면의 면조도가, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면 및 (220)면의 피크 강도에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 초경합금의 소결면 및 연마면을 사용한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 경질 피막을 형성하였다. 시료 56은 면조도 Ra = 0.2, 시료 57은 면조도 Ra = 0.5, 시료 58은 면조도 Ra = 0.7의 기체를 사용하였다.

시료 59∼63(본 발명의 예) 및 시료 110∼112(비교예)

경질 피막의 성막 시의 온도가 액적 상으로의 결정립 성장에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 성막 온도를 표 1에 나타낸 바와 같이 450∼760℃로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 64∼69(본 발명의 예)

성막 시에 인가하는 바이어스 전압의 펄스화가, 잔류 압축 응력값 및 기둥형 결정립 중의 조성 변조에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 바이어스 전압을 50∼100V로 설정하고, 펄스 진동수를 표 1에 나타낸 바와 같이 10∼35kHz로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 70∼72(본 발명의 예)

성막 시에 인가시키는 바이어스 전압의 펄스화가, 잔류 압축 응력값 및 스크래치 시험에 있어서의 밀착 강도에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 바이어스 전압을 50V, 펄스 진동수를 10kHz, 플러스의 바이어스 전압을 표 1에 나타낸 바와 같이+5 ∼ +20V로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 73∼75(본 발명의 예)

단일층의 경질 피막 대신, 다층 구조를 가지는 경질 피막의 절삭 성능을 확인하기 위하여, 경질 피막 조성 및 층 구성을 이하에 나타낸 바와 같이 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다. 시료의 경질 피막 조성은 금속만의 원자%로 나타낸다. 시료 73은, 최하층으로서 (40Ti-60Al)N을 5.6㎛ 성막한 후, 그 위에 (80Ti-20Si)N을 5.6㎛ 성막하였다. 시료 74는, 최하층으로서 (40Cr-60Al)N을 1.9㎛ 성막한 후, 그 위에 (80Ti-20Si)N을 1.9㎛ 성막하였다. 이 조합의 피복을 막 두께 방향으로 연속적으로 3회 행하고, 합계 6층으로 11.4㎛의 경질 피막을 피복하였다. 시료 75는, 최하층으로서 (40Cr-60Al)N을 성막한 후, 그 위에 (80Ti-20Si)N을 성막하고, 가장 바깥층으로서 (75Al-25Si)N을 성막하고, 이 순서로 3회 적층을 반복하여, 합계 9층으로 11.5㎛의 경질 피막을 피복하였다.

시료 76∼79(본 발명의 예) 및 시료 119(종래예)

경질 피막의 표면 성질과 상태가 절삭 성능에 미치는 영향을 조사하기 위하여, 시료 1과 동일하게 하여 제작한 경질 피막 피복 부재 표면에, 수계(水系)의 용매 중에 분산한 0.5㎛ 직경의 SiC 분말을 9kgf/mm²의 압력으로 부딪히게 하는 웨트블래스트 처리를, 30초간(시료 76), 15초간(시료 77), 10초간(시료 78) 및 5초간(시료 79) 행하였다. 비교용으로, CVD로 얻어진 경질 피막(시료 118)의 표면에 대하여, 같은 조건으로 웨트블래스트 처리를 10초간 행한 시료 119(종래예)를 제작하였다.

시료 80∼83(본 발명의 예)

선삭용 인서트의 경사각이 절삭 성능에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 경사각 θ1을 10°(시료 80), 15°(시료 81), 35°(시료 82), 40°(시료 83)로 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다. 그리고, 시료 1의 경사각 θ1은 5°였다.

시료 84 및 85(본 발명의 예)

윤활 특성을 더욱 높일 목적으로, 육방정 재료를 경질 피막의 가장 바깥층으로서 성막한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다. 시료 84는 TiB₂를 가장 바깥층으로서 형성하고, 시료 85는 WC를 가장 바깥층으로서 형성하였다.

시료 86∼88(본 발명의 예)

밀착성을 더욱 높일 목적으로, 기체 바로 위에 10nm의 Ti(시료 86), 200nm의 Cr(시료 87) 또는 210nm의 TiAl 합금(시료 88)을 금속층으로서 설치한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 113∼115(종래예)

일반적으로 적용되고 있는 성막 온도 450∼500℃로, 직류 바이어스 전압 50V를 인가하여, 표 1에 나타낸 바와 같이 조성 및 막 두께를 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 116∼117(종래예)

직류 바이어스 전압 100V를 인가하고, 반응 압력 2.7Pa, 성막 온도 577℃로, 표 1에 나타낸 바와 같이 조성 및 막 두께를 변경한 점 외에는 시료 1과 동일하게 하여 시료를 제작하였다.

시료 118(종래예)

종래예부터 후막화가 행해지고 있는 CVD법으로 경질 피막을 피복한 시료를 제작하였다. CVD법에 의해 기체 상에, (1) 수소 캐리어 가스, 4염화 티탄 가스 및 메탄 가스를 원료 가스로 사용하여 TiN 막을 920℃로 성막한 후, (2) 1.5 용량%의 4염화 티탄 가스, 35 용량%의 질소 가스, 1.5 용량%의 아세트니트릴 가스 및 잔여 수소 가스를 원료 가스로 사용하여 TiCN 막을 780℃로 형성하고, (3) 3염화 알루미늄, 이산화 탄소 가스, 일산화 탄소 가스, 수소 가스 및 황화 수소 가스를 사용하여 Al₂O₃ 막을 1005℃로 피복하고, (4) 수소 캐리어 가스, (4) 염화 티탄 가스 및 질소 가스를 원료 가스에 사용하여 TiN 막을 1005℃로 성막하였다.

막 두께는, 각 시료의 잔류 압축 응력을 측정한 후의 테스트 피스(시험편)를 수직 방향으로 파단하고, 전해 방사 주사형 전자 현미경(예를 들면, 히타치제작소 제품 S-4200)으로 측정하였다. 경질 피막의 조성은, 각 시료의 막 단면을 17°비스듬하게 경사지게 하여(기울여서) 연마하고, 그 연마부를 EPMA(예를 들면, 니혼덴시(주) 제품 JXA-8500R)를 사용하여, 가속 전압 10kV 및 시료 전류 1.0μA로 분석하였다. 제작한 시료의 경질 피막 조성, 경질 피막의 제조 조건 및 잔류 압축 응력을 표 1에 나타낸다.

표 1(계속)

표 1(계속)

표 1(계속)

표 1(계속)

표 1(계속)

표 1(계속)

표 1(계속)

각 시료의 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면, (200)면 및 (220)면의 피크 강도는, X선 회절 장치(리가쿠전기(주) 제품 RU-200BH)를 사용하여 2θ-θ 주사법에 의해 2θ = 10∼145°의 범위에서 측정하였다. X선원으로는 CuKα1선(λ = 0.15405nm)을 사용하고, 배경 노이즈는 장치에 내장된 소프트웨어에 의해 제거하였다. 측정 결과, 시료 1, 17∼55(본 발명의 예), 시료 100∼112(비교예) 및 시료 114∼117(종래예)은, 검출된 2θ의 피크 위치가, 결정 구조가 면심입방 구조인 TiN의 X선 회절 패턴(JCPDS 파일 번호 38-1420)과 거의 일치하였으므로, 그 (111)면, (200)면 및 (220)면의 피크의 강도를 측정하였다. 또한, CrN이 베이스가 되는 경질 피막의 경우도 마찬가지로 하여, 피크 강도를 측정하였다. 결과를 표 2에 나타낸다.

표 2(계속)

제작한 선삭용 인서트를 날끝 교환식 바이트에 장착하고, 이하의 조건으로 선삭 가공을 행하고, 내마모성, 내결손성 및 밀착성을 다음과 같이 평가했다. 마모도는, 절삭 시간 5분일 때 경질 피막 피복 인서트의 여유면부 및 경사면부를 광학 현미경으로 관찰(50배 확대)하여 평가했다. 그 후 절삭을 더 계속하고, 결손(10㎛ 이상의 미소 칩핑(chipping) 포함)이 발생한 시점을 공구 수명으로 하고, 그 시점까지의 절삭 시간(분)으로 평가했다. 결과를 표 3∼표 15에 나타낸다.

(절삭 조건)

공구: 날끝 교환식 선삭용 바이트

인서트 형상: CNMG432 타입, 칩 브레이커가 부착된 특수 형상

절삭 방법: 길이 방향의 외경 절삭

피삭재 형상: 직경 160mm×길이 600mm의 환봉

피삭재: S53C(260HB, 조질재(調質材))

축 방향 컷량: 2.0mm

절삭 속도: 220m/min

1회전당 이송량: 0.4mm/rev

절삭유: 없음

표 3(계속)

막 두께의 영향에 대하여 평가했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 시료 1∼16(본 발명의 예) 및 시료 92∼99(비교예)에 나타낸 바와 같이, 경질 피막이 두꺼워지면 잔류 압축 응력은 증대하고. 막 두께가 5.7㎛인 시료 2(본 발명의 예)의 경질 피막의 잔류 압축 응력값은 1.8GPa, 공구 수명은 21.2분이며, 시료 118(종래예)의 CVD 피복 인서트보다 우수했다. 절삭 시간 5분일 때의 날끝의 마모 상태를 확인한 결과, 시료 118(종래예)의 여유면 마모는, 0.102mm, 시료 2(본 발명의 예)는 0.084mm였다. 5㎛를 밑도는 막 두께의 경우에는, 시료 92, 94, 96 및 98(비교예)에 나타낸 바와 같이, 낮은 잔류 압축 응력을 가지고 있어도, 시료 118(종래예)의 CVD 인서트의 공구 수명에 비해 뒤떨어지고 있었다. 이는, 10㎛ 이상의 막 두께를 가지는 CVD에 대하여 연마 마모가 뒤떨어졌기 때문이다. 그러나, 시료 1∼16(본 발명의 예)에 나타내는, 5㎛ 이상의 막 두께를 가지는 PVD 경질 피막은, 시료 118(종래예)에 나타내는 CVD 경질 피막이나, 종래의 PVD법으로 피복한 시료 113∼117(종래예)에 비해 내마모성이 우수하였다. 그러나, 시료 93, 95, 97 및 99(비교예)에 나타내는 막 두께가 40㎛인 시료에서는, 잔류 압축 응력이 각각 6.7GPa, 6.2GPa, 6.9GPa 및 6.6GPa였다. 또한, 모든 시료에 있어서, 시료 1(본 발명의 예)에 대하여 공구 수명이 짧아졌다. 시료 93, 95, 97 및 99(비교예)는, 절삭 전부터 날끝 에지부에서 막의 파괴가 확인되었다. 또한, 절삭 도중의 날끝의 손상 상태를 확인한 바에 의하면, 인서트 에지 부에서 막 파괴가 10㎛ 이상의 폭으로 발생하고 있었다. 이 파괴 부분으로부터 결손에 이르렀다고 여겨진다. 시료 69, 71, 73 및 75(비교예)의 공구 수명이 짧아진 이유는, 후막화에 의해 잔류 압축 응력이 현저하게 증대하였기 때문이다.

표 4(계속)

표 4(계속)

표 4(계속)

경질 피막의 경도 및 내열성이 절삭 성능에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다. 경질 피막의 내열성 및 경도를 현격히 높인, 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 Me, 및 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소 X를 함유하는 질화물의 경질 피막인, 시료 1, 17∼29(본 발명의 예)의 공구 수명은, 시료 118(종래예)의 CVD 경질 피막에 비해 2.7배 이상이었다. 또한, 시료 113∼117(종래예)의 PVD 경질 피막에 대해서도 1.8배 이상의 공구 수명을 가지고 있었다. 또한, 시료 89∼91(비교예)의 PVD 경질 피막에 대해서도, 공구 수명은 1.6배 이상이며 우수했다. 이와 같이, 경질 피막의 잔류 압축 응력 및 기계적 특성을 제어하여 제작한 본 발명의 경질 피막 피복 부재는, 시료 89∼91(비교예) 및 시료 113∼117(종래예)에 비해 현격하게 우수한 공구 수명을 가진다. 실시예에서도 가장 우수한 공구 수명을 가지고 있던 시료 21(본 발명의 예)에 대하여 절삭 도중의 날끝 상태를 확인한 바에 의하면, 날끝 에지부에 있어서 칩핑은 확인되지 않고, 여유면 마모가 0.045mm였다. 또한, 절삭 부위에 있어서의 피가공물의 용착도 거의 발생하고 있지 않고, 정상 마모의 진행 만으로 수명에 이르렀다. 용착이 발생하지 않았던 이유는, 경질 피막 중에 S를 함유하여 윤활 특성이 우수하기 때문이다. 마찬가지의 경향은, 시료 24(본 발명의 예)의 B를 함유한 경질 피막에서도 확인되었다.

또한, 시료 18(본 발명의 예)에 대하여, 경질 피막의 조직을 조사한 바에 의하면, 면심입방 구조의 결정과 육방최밀 구조의 결정이 혼재하고 있는 것이 확인되었다. 시료 18(본 발명의 예)은, 경질 피막의 경도가 비카스 경도(Vickers hardness)로 2,600 정도이며, 시료 1(본 발명의 예) 등의 경질 피막에 비해 연질인 경질 피막이지만, 절삭 도중의 날끝의 손상 상태를 확인한 결과, 피가공물의 용착이 적었다. 경질 피막에 육방최밀 구조의 결정이 포함되는 것에 의해 윤활 특성이 높아졌다고 여겨진다.

표 4에 나타내는 시료 30∼38(본 발명의 예)와 같이, 경질 피막 중에 O나 C를 함유시키면 경질 피막의 윤활 특성이 높아진다. C나 O가 경질 피막중에 과잉으로 포함되면 경질 피막의 기계적 강도가 열화된다. 즉 C 또는 O의 함유량이 10 원자%를 넘으면, 경질 피막의 결정 조직의 미세화 및 입계 결함의 증대가 생기고, 그 결과 잔류 압축 응력이 증대하여, 밀착성이나 내결손성이 저하된다. 따라서, 양 원소 모두 경질 피막 구성 원소 전체의 10 원자% 이하로 하는 것이 바람직하고, 이로써, 우수한 내용착성 및 슬라이드 이동성을 가지는 경질 피막을 얻을 수 있다. 시료 30∼38(본 발명의 예)의 경질 피막에 대하여, 단면의 조직을 관찰한 결과, 기둥형 결정 조직을 이루고 있었다. 이 때문에, 기계적 강도가 우수하여, 공구 수명이 우수하다고 여겨진다. 또한, 시료 30∼38(본 발명의 예)의 시료에 대해서는, 절삭 평가 도중의 날끝의 관찰에 있어서, 여유면 마모가 우수하고, 또한 여유면(크레이터) 마모가 적은 것을 알았다. 절삭 시간 5분에 있어서, O 및 C를 함유하고 있지 않은 시료 1(본 발명의 예)의 크레이터 마모 폭이 0.116mm인데 비해, O나 C를 경질 피막 중에 함유시킨 시료 30, 34 및 36(본 발명의 예)에 있어서의 크레이터 마모 폭은, 각각 0.074, 0.084 및 0.080mm이며, 시료 1(본 발명의 예)보다 우수했다. 크레이터 마모는, 일반적으로 절삭 온도 상승에 따른 화학 반응에 의해 발생하는 것으로 여겨지고 있다. 경질 피막 중에 O나 C를 함유시킴으로써, 마찰 계수가 저감되므로, 공구 여유면을 절삭하고 남은 부스러기가 찰과할 때의 온도(절삭 온도) 상승이 억제되고, 크레이터 마모가 저감한 것으로 여겨진다. O나 C를 함유시킨 시료 36(본 발명의 예)의 경질 피막에 대하여, 또한 볼온디스크 방식(코팅한 초경합금제 디스크에 SUS304의 φ 6mm볼을 슬라이드 이동시킨 방식)의 마찰 계수 측정을 행한 결과, 측정 온도 750℃(대기중, 무윤활)에 있어서, 시료 1(본 발명의 예)의 마찰 계수가 0.8인데 비해, 시료 36(본 발명의 예)은 반값인 0.4 정도였다.

표 5는, 성막 시의 질소 반응 압력을 변화시켰을 때의 경질 피막 조성의 원소 함유비 α 및 잔류 압축 응력에 미치는 영향을 나타낸 결과이다. 낮은 질소 반응 압력일수록, 잔류 압축 응력이 증대할 뿐만 아니라, 경질 피막의 구성 원소 함유비 α는 낮은 값을 나타내는 것을 알 수 있다. 표 5 중 가장 낮은 질소 반응 압력인 1.6Pa로 성막을 행한 시료 106(비교예)의 원소 함유비 α는 1.05이지만 잔류 압축 응력은 7.5GPa였다. 이 시료의 공구 수명은 7.2분이며, 시료 115(종래예)의 공구 수명의 10.2분에 비해 뒤떨어져 있다. 이는 시료 106(비교예)의 경질 피막의 잔류 압축 응력이 높기 때문으로 여겨진다. 시료 106(비교예)은, 경질 피막의 잔류 압축 응력이 6.0GPa를 초과하고 있기 때문에, 절삭 도중의 인서트 날끝 손상 상태 관찰에 있어서, 에지 부의 피막 파괴가 확인되었다. 시료 106(비교예)의 인서트의 새로운 코너(corner)를 사용하여, 몇 차례의 절삭 평가를 행하여 재현성을 확인한 결과, 공구 수명은 4.5∼8.1분의 범위에서 편차가 생겨서, 안정되지 않았다.

3.5∼11Pa로 성막을 행한 시료 1, 39∼43(본 발명의 예)는, 모두 20분 이상의 공구 수명으로, 시료 118(종래예)의 CVD 경질 피막을 피복한 공구에 비하여 현격하게 우수했다. 시료 1, 39∼43(본 발명의 예)에 대하여 절삭 시험을 행한 결과, α가 1.17인 시료 42(본 발명의 예)가 가장 우수하며, 경질 피막의 칩핑 등은 발생하지 않았다. 그러나, 시료 107(비교예)과 같이, 경질 피막의 잔류 압축 응력이 0.2GPa로 비교적 낮은 수치라도, 공구 수명은 10분이며, 시료 115(종래예)와 거의 다르지 않았다. 시료 107(비교예)에 대하여, 절삭 개시로부터 5분 경과 후의 날끝의 손상 상태를 관찰한 결과, 날끝 에지부에 있어서의 기체로부터의 경질 피막의 박리, 여유면의 큰 마모 및 크레이터 마모가 발생하고 있었다. 시료 107(비교예)은, 잔류 압축 응력이 낮은 수치, 및 절삭날에 마모가 발생하고 있는 점으로부터, 경질 피막이 낮은 경도인 것으로 여겨진다. 그러므로, 내마모성이 저하되었다고 여겨진다. 또한, 반응 압력이 12Pa로 높은 조건에서 성막을 행하였으므로, 원소 함유비 α가 1.25를 초과하여 이온이 기체에 입사할 때의 운동 에너지가 현저하게 낮아져, 형성되는 경질 피막은 기둥형 조직을 가지고 있지만, 결함이 많이 발생하고, 밀착성 및 내마모성이 저하되었다. 따라서, 경질 피막의 구성 원소비 α를 0.85≤α≤1.25로 제어하기 위해서는, 반응 압력을 3.5∼11Pa로 설정할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

표 6(계속)

표 6은, 인가시키는 펄스 진동수를 10∼35kHz로 변화시켜, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면, (200)면 및 (220)면의 피크 강도비에 미치는 영향을 나타낸다. 시료 44∼47(본 발명의 예)는, 펄스 진동수가 일정(10kHz)하며, 바이어스 전압값만을 변화시켜 성막하였다. 시료 48∼55(본 발명의 예)는, 바이어스 전압이 일정(50V)하며, 펄스 진동수만을 변화시켜 성막하였다. 시료 113∼117(종래예)는, 인가시키는 바이어스 전압을 펄스화하지 않고 직류만으로 PVD에 의해 성막하였다.

바이어스 전압만 변화시켜 성막한 경우, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (200)면의 피크 강도 Is와 (111)면의 피크 강도 Ir의 피크 강도비 Is/Ir가 변화되고, 이에 따라 경질 피막의 잔류 압축 응력이 변화되었다. 잔류 응력이 커지면, 공구 수명이 뒤떨어진다는 결과였다. 또한, 바이어스 전압의 고저뿐만 아니라, 펄스 진동수만을 변화시킨 경우에도, 경질 피막의 잔류 압축 응력이 변화되고, 결과적으로 공구 수명에 크게 영향을 미치는 것이 확인되었다. 100V의 직류 바이어스 전압으로 성막을 행한 시료 116(종래예)은, 막 두께가 3㎛로 얇고, 절삭 초기부터 마모가 컸다. 또한, 피복 시간을 조정하고 막 두께를 변경한 그 외의 시료 116(종래예)과 동일한 성막 조건으로 성막한 시료 117(종래예)은, 잔류 응력이 시료 44∼55(본 발명의 예)에 비해 높았기 때문에, 절삭 초기부터 박리나 칩핑이 발생해 공구 수명이 뒤떨어져 있다.

또한, 시료 44∼55(본 발명의 예)의 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (220)면의 피크 강도 It와 (111)면의 피크 강도 Ir의 피크 강도비 It/Ir는, 0.2∼1.0이었다. 즉, (111)면으로의 배향 강도가 높아지면 잔류 압축 응력이 높아지는 경향이 있다. 예를 들면, 시료 115(종래예)의 경질 피막은, 10㎛를 초과하는 두께의 피막이지만, 피크 강도비 It/Ir는 0.1로 낮고, 그 잔류 압축 응력은 6.8GPa, 공구 수명은 10.2분이었다. 인가하는 바이어스 전압을 펄스화하여 성막한 시료 44∼55(본 발명의 예)는, 피크 강도비 It/Ir가 0.2∼1.0의 범위 내였다. 이들 시료의 잔류 압축 응력은 2.5∼5.9GPa였다. 표 6에서, 인가하는 펄스 진동수를 변화시키면, 피크 강도비 It/Ir도 변화하는 것을 알 수 있다. 인가하는 펄스 진동수와 얻어진 경질 피막의 잔류 압축 응력 사이에는 상관 관계가 있으므로, 펄스 진동수가 커지면 잔류 압축 응력이 커지게 되는 경향이 있다. 펄스 진동수가 커지면, 직류 바이어스 전압이 인가된 상태에 가까워지기 때문으로 여겨진다. 가장 공구 수명이 우수한 시료 53(본 발명의 예)은, 펄스 진동수가 35kHz이며 잔류 압축 응력이 5.9 GPa였지만, 절삭 도중의 날끝의 손상 상태를 확인한 바에 의하면, 날 근방에 있어서의 경질 피막의 탈락, 박리, 칩핑 등은 관찰되지 않고, 정상 마모를 나타내고 있었다. 펄스화된 바이어스 전압을 인가하여 성막한 본 발명의 예는, 종래예에 비해 2배 이상의 현격하게 우수한 공구 수명을 가지고 있었다.

경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (200)면의 반가폭 W는, 공구 수명에 영향을 미치는 것을 알았다. 즉, (200)면의 반가폭 W가 0.7°보다 커지면, 공구 수명이 짧아졌다. (200)면의 반가폭이 0.7°를 초과할 경우, 경질 피막의 잔류 압축 응력은 증대하는 경향이 있다. 이것이 경질 피막의 밀착성에 크게 영향을 미쳐, 공구 수명을 열화시킨 것으로 여겨진다.

표 7은, 기체 표면의 면조도 Ra가, 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (220)면의 피크 강도 It와 (111)면의 피크 강도 Ir의 피크 강도비 It/Ir에 미치는 영향을 나타낸 결과이다. 초경합금의 소결 표면 및 연마도를 변경한 연마면을 사용하여 면조도 Ra를 변경하였다. 본 평가에서 사용한 선삭용 인서트는, 여유면이 소결 표면의 상태로 있었다. 기체 표면의 면조도 Ra는 경질 피막의 피크 강도비 It/Ir에 영향을 미쳐서, 기체 표면의 면조도 Ra가 커지면 피크 강도비 It/Ir는 커지는 것을 알았다. 기체 표면의 면조도 Ra가 큰 시료 58(본 발명의 예)의 공구 수명은 27.7분이며, 시료 1(본 발명의 예)의 공구 수명에 비해 10%를 약간 넘을 정도로 우수했다.

표 8(계속)

경질 피막의 성막 시의 온도가 액적 상으로의 결정립 성장에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 8에 나타낸다. 표에서 예를 들면, 시료 59(본 발명의 예)와 시료 63(본 발명의 예)의 잔류 압축 응력을 비교하면, 성막 온도가 높은 시료 63(본 발명의 예)의 잔류 압축 응력이 낮았다. 500℃로 성막을 행한 시료 111(비교예)은, L/T 값이 0.07, 잔류 압축 응력이 5.8GPa였다. 공구 수명은 10.4분으로, 동일한 성막 온도를 적용한 시료 114(종래예)에 대하여 동등 레벨이었다. 또한, 500℃ 미만의 450℃로 성막을 행한 시료 110(비교예)의 L/T 값은 0.04이며, 성막 온도가 낮아지면 L/T이 작아지는 경향이 있다. 시료 110(비교예)의 잔류 압축 응력은, 6.4GPa이며, 공구 수명은 8.6분이었다. 시료 110 및 111(비교예)을 사용한 절삭에 있어서 날끝의 손상 상태를 확인한 바에 의하면, 절삭 5분 후에 양자 모두 에지부에서 피막 파괴가 원인인 미소한 칩핑이 다수 발생하고, 그 후 크게 결손했다. 시료 110 및 111(비교예)의 공구 수명은, 시료 118(종래예)의 CVD 인서트에 비해 우수했지만, 시료 113∼117(종래예)의 PVD와 거의 동일한 정도였다. 양 시료 모두 절삭 후의 경질 피막 단면을 관찰한 바에 의하면, 경질 피막 중에 액적이 포함되어 있었다. 보다 상세하게 관찰한 바에 의하면, 액적의 표면에는 TiAlN 결정이 거의 성장되어 있지 않고, TiAl 금속의 덩어리가 많이 존재하고 있던. 또한, TiAl 금속괴의 주위를 관찰했는데, 도 7의 (a) 및 도 7의 (b)에 나타낸 바와 같이 액적(1)과 주위의 TiAlN부와의 경계부에 간극(6)이 많이 관찰되었다. 이 간극이 있음으로써, 절삭 시의 충격에 견디지 못하여 칩핑이 발생한 것으로 여겨진다.

성막 시의 온도를 590℃로 제어한 시료 61(본 발명의 예)은, L/T 값이 0.44이며 잔류 압축 응력값이 2.1GPa였다. 740℃로 성막을 행한 시료 63(본 발명의 예)은, L/T 값이 1.25이며 잔류 압축 응력값이 1.6GPa였다. 이들 시료는, 절삭 초기부터 칩핑이나 막의 탈락과 같은 불안정 요소가 전혀 관찰되지 않고, 최종적으로 여유면 마모가 0.4mm에 도달한 시점에서 불꽃이 발생하여 시험을 중지하였다. 그 시점을 공구 수명으로 판정하였고, 각각 25.6분 및 26.2분으로 현격히 우수했다. 특히, 가장 우수한 시료 62(본 발명의 예)의 경질 피막 단면을 관찰한 바에 의하면, 다른 시료와 마찬가지로 액적이 포함되어 있었다. 액적을 TEM으로 관찰한 결과, 도 8의 (a) 및 도 8의 (b)에 나타낸 바와 같이, 액적(1)을 기점으로 TiAlN 결정립(2)이 성장되어 있는 것을 확인할 수 있다. 또한, 이 결정립(2)은 경질 피막 표면(5)으로부터 뚫고 나와 성장되어 있었다. 또한, 이 결정립(2) 주위에는 간극이 적고, 주위의 TiAlN 결정 조직과 동화된 조직인 것을 확인할 수 있었다. 그러므로, 경질 피막 중에 액적을 가지지만 기계적 강도는 향상되고, 그 결과 시료 113∼117(종래예)에 비해 현격하게 우수한 절삭 성능을 얻을 수 있었다.

760℃로 성막한 시료 112(비교예)의 L/T는 1.26, 잔류 압축 응력은 1.6GPa였다. 피복된 절삭 전의 시료는 껄끔거리는 감촉감이 있어서, 그 표면을 관찰한 바에 의하면, 도 9에 나타낸 바와 같이 막 표면에 다수의 돌기물(20)이 존재하였다. 절삭 시험을 진행하여 절삭 도중의 날끝 손상 상태를 확인한 바에 의하면, 인서트 에지부에 있어서의 큰 피막 박리는 확인되지 않았지만, 날부에 미소한 피막 파괴가 확인되었다. 또한, 표면의 돌기부(20)에 피가공물이 응착되어 있었다. 주사형 전자 현미경을 사용하여 상세하게 관찰을 행한 바에 의하면, 막 파괴가 관찰된 부분에서는 기체 표면까지 도달하는 피막의 국부적인 탈락이 확인되었다. 또한, 응착부를 관찰한 바에 의하면, 경질 피막 내부로부터 성장한 입자가 줄의 돌기와 같이 되어 피가공물을 응착시키고 있는 것이 확인되었다. 시료 112(비교예)에 대하여, 날끝부 부근의 경질 피막 단면 조직을 조사한 결과, 경질 피막에 포함되는 액적을 기점으로서 성장한 TiAlN 결정이 방사상으로, 또한 막 표면으로 매우 크게 돌출한 상태로 성장되어 있었다. 그 주위의 조직에는 간극이 많이 존재하므로, 이것이 절삭에 의한 충격에 견디지 못하여 탈락했다고 여겨진다. 잔류 압축 응력값이 낮고 제어할 수 있더라도, 포함된 액적을 기점으로 한 화합물의 결정립이 결함 발생의 원인이 되면, 우수한 절삭 성능을 얻을 수 없는 것이 분명해졌다. 또한, 경질 피막의 결정이 분단되어 성장했기 때문에, 미세 조직을 가지고 있었다. 시료 112(비교예)는, 국소적인 손상 이외는 정상 마모를 나타내고 있지만, 여유면 마모폭이 0.114mm와, 시료 118(종래예)에 나타내는 CVD막을 피복한 공구의 0.102mm보다 컸다. 이는, 내부에 존재하는 결함이 크게 영향을 미쳤기 때문으로 여겨진다.

표 9(계속)

펄스화된 바이어스 전압(바이어스 전압 60∼100V, 펄스 진동수 10∼35kHz)을 변화시켜 성막한 결과를 표 9에 나타낸다. 펄스화된 바이어스 전압을 인가하여 성막한 시료 64∼68(본 발명의 예)은, 바이어스 전압값이 낮을수록 경질 피막의 잔류 압축 응력은 작아지는 경향을 나타낸다. 또한, 시료 64∼68(본 발명의 예)는, 펄스화된 바이어스 전압이 50V인 시료 1(본 발명의 예)에 비하여, 모두 공구 수명이 길고, 우수했다. 펄스화된 바이어스 전압을 60∼100V의 범위에서 인가함으로써 피막에 조성 변조가 발생하고, 잔류 압축 응력의 저하를 가져와, 결과적으로 우수한 내마모성과 내결손성을 얻을 수 있는 것으로 여겨진다.

시료 64∼69(본 발명의 예)에 대하여, 절삭 도중의 날끝 손상 상태를 관찰한 결과, 인서트 에지부에 있어서, 피막의 파괴는 관찰되지 않고, 정상 마모가 진행하고 수명에 도달한 것을 알았다. 공구 수명이 가장 우수한 시료 67(본 발명의 예)의 경질 피막의 단면을 관찰한 바에 의하면, 기둥형 결정 구조를 가지고 있었다. 그 결정립를 보다 상세하게 관찰한 결과, 도 10의 (a) 및 도 10의 (b)에 나타낸 바와 같이 결정립은 Al이 적은 층(31) 및 Al이 많은 층(32)이 교대로 적층된 다층 구조를 가지고 있고, 적층 주기는 약 10nm였다. 즉, 이온 반경이 작은 Al의 함유량이 변조되어 있는 것이 확인되었다. 각 층간에 있어서의 조성은, 전계 방출형 투과형 전자 현미경(니혼덴시 제품 JEM-2010F형, 가속 전압 20kV, 이하 TEM이라고 함)에 부설되는 EDS 장치(에너지 분산형 X선 분광 방식)를 사용하여 분석하였다. 이와 같이 결정립이 다층 구조를 가지고 있으므로, 경질 피막이 더욱 저잔류 압축응력화되었다고 여겨진다. 또한, 다층 구조에 있어서의 층간의 격자 무늬는 연속되어 있는 것이 확인되었다. 이 때문에, 우수한 내마모성과 내결손성을 얻을 수 있었다고 여겨진다. 특히 10∼35kHz의 범위로 펄스 진동수를 설정하여 성막한 공구 수명이 우수하였다.

표 10(계속)

성막 시에 인가시키는 펄스화 바이어스 전압이 잔류 압축 응력값이나 스크래치 시험에 있어서의 밀착 강도 등에 미치는 영향을 알아보기 위하여, 바이어스 전압을 50V 및 펄스 진동수를 10kHz로 고정하고, 플러스의 바이어스 전압을 +5∼+20V로 변화시켜 시료를 제작하였다. 그 결과를 표 10에 나타낸다. 시료 70∼72(본 발명의 예)의 잔류 압축 응력이 모두 2.0GPa였다. 또한, 스크래치 시험에 있어서의 밀착 강도는 20N 이상으로, 시료 1(본 발명의 예)보다 1.6배 이상 높은 값이었다. 이는, 플러스의 바이어스를 간헐적으로 인가시킴으로써, 인가되는 바이어스의 고저차가 커지고, 기체에 입사하는 이온 에너지의 고저차가 커지기 때문이다. 즉, 보다 낮은 이온 입사 에너지일 때 더 연질의 층이 형성되고, 고이온 입사 에너지 시에 형성되는 경질의 층과의 다층 구조를 형성하므로, 경질 피막은 저잔류 압축 응력화된다. 그러므로, 시료 70∼72(본 발명의 예)는, 밀착 강도가 시료 1(본 발명의 예)에 비해 더욱 높아져서, 공구 수명이 우수했다고 여겨진다.

표 11(계속)

상이한 조성계의 경질 피막을 다층 구조로 했을 때, 잔류 압축 응력과 공구 수명에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 11에 나타낸다. 시료 73∼75(본 발명의 예)는, 각각 공구 수명이 27.0분, 27.4분 및 27.2분이며, 시료 1(본 발명의 예)이나 시료 118(종래예)의 CVD 공구에 비해 우수했다. 종래 기술에 있어서는, 다층 구조로 하면 층간에서 쉽게 불균일이 발생하고, 결과적으로 잔류 압축 응력이 증대하는 경향이 있다. 그러나, 본 발명의 경질 피막 피복 부재는, 시료 1(본 발명의 예)의 성막 조건인 50V보다 높은 80∼120V의 바이어스 전압을 인가하여 성막을 행해도, 경질 피막 내부의 결함이 적으면서, 또한 잔류 압축 응력이 6.0GPa보다 작았다. 이들 시료의 절삭 도중의 날끝 상태를 확인한 바에 의하면, 경질 피막의 박리나 칩핑 등의 파괴는 인정되지 않았다. 본 명세서에 기재된 방법에 의해, 복잡 조성은 물론, 시료 73∼75(본 발명의 예)와 같은 다층 구조를 가지는 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력이 측정 가능하게 되므로, 높은 밀착성, 내마모성 및 내결손성을 가지는 경질 피막의 설계가 용이하게 된다.

표 12(계속)

경질 피막의 표면의 기계 가공이 절삭 성능에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 12에 나타낸다. 경질 피막을 피복 후에 웨트블래스트 처리를 행한 시료 76∼79(본 발명의 예)는, 시료 1(본 발명의 예)에 비해 동등 이상의 공구 수명을 가지고 있었다. 웨트블래스트 처리를 30초 실시한 시료 76(본 발명의 예)은, 절삭 공구 날 근방의 가장 막 두께가 두꺼운 부분에서 12.2㎛, 가장 얇은 부분에서 0.04㎛였다. 그 결과 β=305가 되었다. 절삭 초기의 큰 막 파괴나 돌발적인 결손은 확인되지 않았지만, 날끝 부분의 기체의 노출이 약간 앞당겨져, 시료 1(본 발명의 예)와 거의 같은 정도의 공구 수명이 되었다. 본 절삭 시험에 있어서의 손상 메커니즘은, 경질 피막이 1㎛에 미치지 않는 크기의 칩핑이나 경질 피막의 파괴로부터 시작되는 것이다. 잔류 압축 응력이 큰 경우, 10㎛를 초과하는 손상이 발생하지만, 본 발명의 경질 피막 피복 부재를 사용하면, 그 손상은 극히 미세하게 된다. 경질 피막의 표면을 기계 가공하여 매끄럽게 함으로써, 외부로부터의 충격에 의해 절삭 초기에 발생하는 1㎛에 미치지 않는 손상을 더욱 억제할 수 있는 것을 알았다. 시료 118(종래예)의 CVD 공구 표면에 웨트블래스트를 10초 행한 시료 119(종래예)는, 무처리 시료 118(종래예)에 비해 공구 수명이 0.3분만큼 우수하지만, 내결손 특성은 본 발명의 적당한 잔류 압축 응력을 가지는 경질 피막 피복 부재에 비해 뒤떨어졌다.

표 13(계속)

선삭용 인서트의 경사각을 변화시킨 시료를 제작하고, 절삭 성능에 대한 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 13에 나타낸다. 표 13에서, 경사각이 커질수록 공구 수명이 우수한 것을 알 수 있다. 이는, 압축 응력을 가지는 경질 피막이 10㎛ 이상의 막 두께로 피복되므로, 날끝 선단부의 내충격성 및 내결손성이 높아지고, 또한 후막화에 의한 내마모성의 향상에 의해, 공구 본래의 예리함을 우선시킨 형상에 의해 효과를 발휘했기 때문으로 여겨진다. 그러나, 경사각이 40°를 초과하는 형상에서는, 내결손성이 높아지지 않고, 절삭 초기에 결손이 발생하였다.

경질 피막의 윤활 특성을 더욱 높이는 검토를 행하였다. 경질 피막의 윤활성은, 구성하는 원소에도 의존하지만, 결정 구조에도 강하게 의존한다. 그래파이트 구조 또는 육방정의 형태를 취하는 재료는, 면심입방정의 재료에 비해 윤활 특성이 우수하다. 시료 84(본 발명의 예)는 면심입방정의 경질 피막 바로 위에 육방정인 TiB₂를 가장 바깥층으로서 피복하고, 시료 85(본 발명의 예)는 마찬가지로 WC를 가장 바깥층으로서 피복하였다. 이들 시료의 공구 수명을 표 14에 나타낸다. 가장 바깥층에 육방정의 경질 피막이 형성된 시료 84 및 85(본 발명의 예)의 공구 수명은, 면심입방정 만의 시료 1(본 발명의 예)에 비해 우수했다. 절삭 도중의 날끝의 손상 상태를 확인한 바에 의하면, 절삭 개시 10분일 때 시료 1(본 발명의 예)의 경질 피막은, 공구 여유면에 크레이터 마모가 발생하였지만, 시료 84 및 85(본 발명의 예)는, 크레이터 마모가 확인되지 않았다. 크레이터 마모 발생의 메커니즘은, 경질 피막의 윤활 특성과 관계가 있다고 여겨지고 있다. 윤활 특성이 우수한 경질 피막은, 경질 피막 표면에 발생하는 절삭 온도가 저감되므로, 예를 들면 경질 피막의 산화 현상이나, 피가공물의 경질 피막 내부로의 내향 확산 등이 억제되고, 크레이터 마모의 발생이 감소한다. 본 발명의 예로서 가장 바깥층으로서 형성한 TiB₂나 WC 뿐만 아니라, MoS₂, WS₂, CrB₂ 등의 재료에 대해서도, 동일한 효과를 얻을 수 있을 것으로 예상된다.

밀착성을 더욱 높일 목적으로, 기체와 경질 피막 사이에 금속층을 10∼ 210nm의 두께로 형성하였다. 그 결과를 표 15에 나타낸다. 금속층의 피복은, Ti, Cr 및 TiAl 합금을 사용하여 700V의 직류 바이어스 전압을 5분간 인가하여 행하였다. 금속층의 두께가 210nm인 시료 88(본 발명의 예)의 공구 수명은, 시료 1(본 발명의 예)와 동등하였다. 그러나, 금속층의 두께가 10nm 및 200nm인 시료 86 및 87(본 발명의 예)은 시료 1(본 발명의 예)의 공구 수명에 비해 10% 이상 우수했다. 금속층을 처음 층으로서 설치함으로써, 경질 피막 전체의 잔류 압축 응력이 완화되어 밀착성이 높아지는 것이 확인되었다. 시료 88(본 발명의 예)과 같이, 금속층이 200nm보다 두꺼워지면, 금속층 표면에 액적이 다량으로 부착되어, 그 바로 위에 피복하는 경질 피막과의 밀착성이 악화되므로, 공구 수명이 높아지지 않았다.

Al, Zr, Y 등에 유래하는 결정질, 비정질 또는 이들이 혼합된 산화물층은 잔류 압축 응력이 비교적 크기 때문에, 이들을 사용하는 경우에는, 곡률 측정법에 의한 경질 피막 전체의 잔류 응력이 5.0GPa 이하로 되도록 성막 조건을 조정하는 것이 바람직하다. 경질 피막의 잔류 응력이 6.0GPa에 가까운 경우에는, TiN, CrN, ZrN 등의 경질 피막 층을 더 설치해도 된다. 또한, 이온 주입 등에 의해, 경질 피막 내의 잔류 응력 분포를 변화시키는 것도 매우 바람직하다. 이온 주입 처리를 행한 기체 표면에 경질 피막을 형성하면, 밀착성이 더욱 개량된다.

Claims

압축 응력을 가지는 두께 5㎛ 이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 표시하고, α는 (Me₁ _- _aXa)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비를 나타내고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]로 표시되는 면심입방 구조를 가지고, 상기 경질 피막의 X선 회절에 있어서의 (111)면의 피크 강도 Ir, (200)면의 피크 강도 Is 및 (220)면의 피크 강도 It가, 2≤Is/Ir 및 0.2≤It/Ir≤1을 만족시키고, (200)면의 반가폭 W(°)가 W≤0.7인, 경질 피막 피복 부재.
압축 응력을 가지는 두께 5㎛ 이상의 경질 피막이 피복된 부재로서, 상기 경질 피막이 조성식: (Me₁ _- _aX_a)_α(N₁ _-x- _yC_xO_y)[단, Me는 4a, 5a, 6a족으로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, X는 Al, Si, B, S로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이며, a, x, y는 각각 X, C, O의 함유량(원자비)을 표시하고, α는 (Me₁ _- _aXa)와 (N₁ _-x- _yC_xO_y)와의 비를 표시하고, 0.1≤a≤0.65, 0≤x≤0.1, 0≤y≤0.1 및 0.85≤α≤1.25를 만족시킴]로 표시되는 화합물로 이루어지고, 상기 경질 피막 중에 존재하는 (Me₁ _- _aX_a)를 주성분으로 하는 액적(droplet)을 기점으로 결정 성장한 화합물의 결정립이, 상기 경질 피막 표면에 대하여 돌출하고 있고, 상기 화합물 결정립의 길이 L과 상기 막 두께 T와의 비 L/T이, 0.1≤L/T≤1.2를 만족시키는, 경질 피막 피복 부재.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 경질 피막이 기둥형 결정 조직을 가지는 층으로 이루어지고, 상기 기둥형 결정 조직은 조성 변조(變調)를 가지는, 경질 피막 피복 부재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 경질 피막의 기체(基體)에 대한 밀착 강도가 10N(뉴턴) 이상인, 경질 피막 피복 부재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
가장 두꺼운 막 부분의 막 두께 TA와 가장 얇은 막 부분의 막 두께 TB의 막 두께 비 β = TA/TB가, 1≤β≤300인, 경질 피막 피복 부재.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
육방정 구조로 이루어지는 가장 바깥층을 포함하는, 경질 피막 피복 부재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 기체와 상기 경질 피막 사이에 두께 10∼200nm의 금속층을 포함하는, 경질 피막 피복 부재.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 경질 피막 피복 부재의 제조 방법으로서,
550∼800℃의 기체 온도 및 3.5∼11Pa의 반응 압력으로 성막하는, 경질 피막 피복 부재의 제조 방법.
제8항에 있어서,
20∼100V의 바이어스 전압 및 5∼35kHz의 펄스 진동수로 성막하는, 경질 피막 피복 부재의 제조 방법.