WO2013081232A1 - 절삭공구용 경질피막 - Google Patents

절삭공구용 경질피막 Download PDF

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WO2013081232A1
WO2013081232A1 PCT/KR2011/009649 KR2011009649W WO2013081232A1 WO 2013081232 A1 WO2013081232 A1 WO 2013081232A1 KR 2011009649 W KR2011009649 W KR 2011009649W WO 2013081232 A1 WO2013081232 A1 WO 2013081232A1
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WO
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alcrn
layer
tialn
thin film
altin
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Application number
PCT/KR2011/009649
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Inventor
박제훈
안승수
이성구
강재훈
안선용
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한국야금 주식회사
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D

Definitions

  • the present invention relates to a hard coating formed on a hard base material such as cemented carbide or cermet used in cutting tools. More specifically, the lower layer formed adjacent to a hard base material such as cemented carbide and the upper layer formed on the lower layer are alternately laminated, and the upper layer again includes thin layer A, thin layer B, thin layer C and thin layer D. It is made of a nano multilayer structure or a repeating layer structure thereof, and relates to a hard film improved both toughness and wear resistance compared to the conventional multilayer thin film structure.
  • Korean Patent Publication No. 876366 discloses an underlayer for physical adhesion and the orientation of (200) planes on a cemented carbide tool insert, end mill, drill or cermet tool by physical vapor deposition (PVD).
  • PVD physical vapor deposition
  • the top layer is made of TiAlN or AlTiSiN, A layer, B layer, C having different compositions
  • a thin film structure having improved abrasion resistance and oxidation resistance of the uppermost layer is disclosed.
  • Wear resistance and oxidation resistance can be improved through the multilayer structure as described above, but in order to improve various characteristics required for cutting operations such as abrasion resistance, impact resistance (toughness) and chipping resistance, development of a hard film having a new structure is required. .
  • An object of the present invention is to provide a hard coating film for cutting tools in which toughness (impact resistance), abrasion resistance, chipping resistance, and lubricity are generally improved.
  • the present invention is a hard coating formed on the surface of the base material, the hard coating includes a structure in which the first layer and the second layer are alternately laminated, the first layer is Al 1- x Cr x N (0.3 ⁇ x ⁇ 0.7), and the second layer has a nano multilayer structure or a nano multilayer structure including a thin layer A, a thin layer B, a thin layer C, and a thin layer D having an average thickness of 3 to 20 nm.
  • the thin layer A is made of Al 1-ab Ti a Si b N (0.3 ⁇ a ⁇ 0.7, 0 ⁇ b ⁇ 0.1)
  • the thin layer B and thin layer D is Ti 1 -x Al x N (0.3 ⁇ x ⁇ 0.7)
  • the thin layer C is made of Al 1-z Cr z N (0.3 ⁇ z ⁇ 0.7)
  • the content of Al between the thin layer A and the thin layer B There is provided a hard coating film for a cutting tool, which is different.
  • the ratio (T 1 / T 2 ) of the thickness of the first layer to the thickness of the second layer is 0.1 or more and less than 1.0, and alternating lamination of the first layer and the second layer is performed. It is preferable that the thickness of a structure is 1.0-20.0 micrometers.
  • the nano multilayer structure is preferably laminated in the order of the thin layer A-B-C-D.
  • the hardness of the hard coating is preferably 35 GPa or more.
  • the difference between the Al content of the thin layer A and thin layer B is preferably 0.1 or more.
  • the multi-layer hard film for cutting tools according to the present invention is an alternating repetition of a nano-layer formed by sequentially stacking an AlCrN-based single layer formed as a lower layer on a base material and an AlTi (Si) N / TiAlN / AlCrN / TiAlN-based thin film.
  • various characteristics required for the cutting tool coating such as wear resistance, impact resistance, chipping resistance, and lubricity, can be improved evenly, and thus can be suitably used for the processing of difficult materials.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing the structure of the hard film according to the present invention.
  • the hard coating according to the present invention has a structure in which a first layer (lower layer) formed on the base material and a second layer (wear-resistant layer) formed on the first layer are alternately stacked in two or more layers. It is characterized by.
  • the first layer is a thin film whose main purpose is to improve toughness (impact resistance), and the composition is made of Al 1-x Cr x N (0.3 ⁇ x ⁇ 0.7). If the Cr content (x) is less than 0.3, the insulation is increased, making it difficult to deposit DC due to the characteristics of the equipment, and the brittleness is increased by the formation of hcp-AlCrN rather than fcc-AlCrN, which lowers abrasion resistance and shortens the life of the tool. If exceeds, the coarse thin film structure is formed and Cr 2 N segregation is formed during work involving high temperature such as cutting, which lowers the wear resistance and shortens the tool life. 0.3-0.7 are preferable. In addition, the unit thickness of the first layer is preferably 0.01 to 10 ⁇ m.
  • the second layer is a thin film whose main purpose is to improve abrasion resistance, and the nano multilayer structure including thin layer A, thin layer B, thin layer C, thin layer D having an average layer thickness of 3 to 20 nm, or the nano multilayer structure is repeatedly laminated two or more times. It is characterized by consisting of a structure. In general, as the period of nanomultilayer decreases, the thin film is strengthened as the generation and movement of dislocations is suppressed. When the thickness of the thin layer is too thin, less than 3 nm, the boundary between nanolayers that suppress the generation and movement of dislocations becomes unclear. It is advisable not to be less than 3 nm because the mixing zone is formed by interdiffusion between layers, and the hardness and elastic modulus are lowered.
  • the laminated structure of the thin layer may be laminated in various forms such as A / B / C / D, A / D / C / B, B / A / D / C, D / A / C / B, and the first layer
  • the form which does not contact C layer and interposes B layer or D layer between A layer and C layer is the most preferable.
  • the thin layer A is preferably made of Al 1-ab Ti a Si b N (0.3 ⁇ a ⁇ 0.7, 0 ⁇ b ⁇ 0.1), which is a hexagonal B4 structure when the Ti content (a) is less than 0.3
  • the brittleness increases due to phase formation, which reduces wear resistance and shortens the life of the tool, and when it exceeds 0.7, the Al-substituted Al has a smaller radius than Ti. This is because TiO 2 oxide is easily formed in a high temperature environment during cutting, and the Ti element inside the thin film is diffused to the outside, resulting in a decrease in high temperature hardness due to exhaustion of the Ti element.
  • the thin layer A may optionally contain less than 0.1 Si.
  • an amorphous Si 3 N 4 phase is formed along the grain boundaries of the crystalline AlTiN phase to form particles of the crystalline phase. Since it is made finer, hardness and wear resistance are improved. In addition, an amorphous Si 3 N 4 phase forms SiO 2 oxide during high temperature cutting to prevent external diffusion of internal elements, thereby improving the life of the cutting tool. However, if the content (b) of Si exceeds 0.1, the amorphous Si 3 N 4 phase is increased, thereby lowering its own hardness and lowering the particle refining effect of the crystalline AlTiN phase, which may cause deterioration in wear resistance.
  • the thin layer B and the thin layer D is preferably made of Ti 1-x Al x N (0.3 ⁇ x ⁇ 0.7), when the Al content (x) is less than 0.3, Al having a smaller atomic radius than Ti is substituted.
  • the amount of solid solution decreases, the hardness and abrasion resistance of the thin film are reduced, and TiO 2 oxide is easily formed in a high temperature environment during cutting, and the Ti element inside the thin film is diffused to the outside, which may cause high temperature hardness due to Ti element depletion.
  • the phase formation of the hexagonal B4 structure increases brittleness, thereby lowering the wear resistance and shortening the life of the tool.
  • the thin layer C is preferably made of Al 1-z Cr z N (0.3 ⁇ z ⁇ 0.7), for the same reason as the first layer.
  • the present invention has an AlCrN layer as a lower layer (first layer) adjacent to the base material for improving toughness (impact resistance), and a nano-multi layer including thin layers A, B, C, and D for improving the wear resistance layer ( Second layer) structure, and the lower layer and the wear-resistant layer are alternately laminated, so that the entire hard film can be improved in toughness, wear resistance, chipping resistance and lubricity.
  • the nano-layer (second layer) is a combination of TiAlN, AlTiN, and AlCrN-based coatings, and is characterized in that the wear resistance is improved through composition control between the layers.
  • the Al content between the thin layer A and the thin layer B should be different, and the difference in Al content is preferably maintained at 0.1 or more, which is when the Al content difference is less than 0.1, the elastic modulus according to the composition change between the nano-multi-layer This is because the difference is not so large that the effect of reducing the strengthening effect of the thin film, considering the reason for the numerical limitation on the composition of the thin layer A and the thin layer B, it is good to maintain the difference in the Al content of 0.1 ⁇ 0.2.
  • the ratio (T 1 / T 2) of the first layer thickness to the thickness of the second layer is preferably maintained to less than 0.1 to 1.0.
  • the reason is that when a crack is generated due to impact on the thin film, it is effective to delay propagation of cracks to deep layers by repeated alternating layers of the second layer, which is a hard layer, and the first layer, which is a soft layer. If the thickness of the second layer is too thin (less than 0.1), the crack propagation delay effect is reduced, and if the thickness of the first layer is thicker than the thickness of the second layer (more than 1.0), the crack propagates deeply. The delaying effect is because the wear resistance of the entire thin film may decrease as the first layer, which is a large soft layer, becomes thicker.
  • stacked alternately of a 1st layer and a 2nd layer is 1.0-20.0 micrometers.
  • PVD physical vapor deposition
  • arc ion plating was performed using AlTi (or AlTiSi), TiAl, and AlCr arc targets on a cemented carbide base material composed of WC-10wt% Co, and the initial vacuum pressure was 8.5 ⁇ 10. -5 Torr or less, the reaction gas is N 2 Was injected. And the reaction gas pressure is 30 mTorr or less (preferably 20 m Torr or less), the coating temperature was 400 ⁇ 550 °C, the substrate bias voltage at the time of coating was applied to -20 ⁇ -150V. Coating conditions can vary from embodiments of the present invention depending on the equipment characteristics and conditions used.
  • the single layer is an Al 1-x Cr x N film
  • the nano multilayer is a unit layer (A) Al y Ti 1-y (Si) N film and the unit layer (B) Ti z Al 1-z N film and unit A multilayer thin film structure in which a layer (C) Al 1-x Cr x N film and a unit layer (D) Ti z Al 1-z N film were sequentially stacked was applied.
  • the single layer was formed in a unit thickness of 0.06 ⁇ 0.18 ⁇ m, the nano-multi-layer is laminated 7 to 10 times each unit layer to a thickness of 18 ⁇ 20nm to form a thickness of 0.14 ⁇ 0.18 ⁇ m, then single layer and nano multilayer By alternately laminating 15 to 20 times again, the hard coating according to the embodiment of the present invention was completed.
  • a variety of thin films may be additionally formed on the hard film formed according to the embodiment of the present invention.
  • a thin film thickness may be formed up to about 20 ⁇ m.
  • Table 1 below shows the composition, thin film structure, alternating lamination cycle and total film thickness of the hard film formed according to the embodiment of the present invention.
  • the surface of the base material consisting of the same WC-10wt% Co as the embodiment of the present invention in a thin film structure as shown in Table 2 below A hard film of about the same thickness as the hard film according to the embodiment was formed.
  • Comparative Examples 1 to 4 are hard films having a single layer structure made of TiAlN or AlCrN formed with a thickness of about 4.2 to 4.3 ⁇ m, and these hard films are compared with hard films having a nano multilayer structure. It is to.
  • Comparative Examples 5 to 8 are nano-layered hard films obtained by alternately stacking TiAlN / AlCrN about 18 to 20 nm in thickness about 200 times. These hard films do not form a single layer, and nano-layered structures are also implemented in the present invention. Formed differently from the example, it is for confirming the difference in cutting performance according to the difference between the single layer and nano multilayer structure.
  • Comparative Examples 9 and 10 do not form a single layer, and alternately stacked in a structure of AlTiN / TiAlN / AlCrN / TiAlN in the same manner as in the embodiment of the present invention, and confirm the effect of the nano-multilayer on cutting performance. It is for.
  • Comparative Examples 11 to 14 are hard film structures in which monolayers and nanomultilayers are alternately and repeatedly stacked, as in the embodiment of the present invention, except that the nanomultilayer structure is formed of three layers of AlTi (Si) N / AlCrN / TiAlN. By doing so, it is to confirm the difference in cutting performance according to the difference with the nano-multilayer structure according to the embodiment of the present invention.
  • Table 3 shows the results of measuring the actual composition of the thin film constituting each layer through an energy diffraction X-ray spectrometer (EDX) after the hard film was formed according to Examples and Comparative Examples. .
  • EDX energy diffraction X-ray spectrometer
  • the actual composition of the formed film is somewhat different from the target composition, but shows a nearly similar composition.
  • the coatings of Comparative Examples 1 to 4 consisting of only a single layer have a room temperature hardness of 29.5 to 35.5 GPa, not only in terms of hardness, but also in terms of high temperature degradation environment. It turns out that it is high compared with a multilayer film.
  • TiAlN-based coatings have low frictional properties and crack resistance, but relatively high hardness
  • AlCrN-based coatings have low hardness but excellent frictional and cracking resistance.
  • the monolayer coating tends to have a pronounced deficiency in some physical properties compared to the hard coating of the nano multilayer structure.
  • Comparative Examples 5 to 8 are nanomultilayers in which TiAlN / AlCrN nanolayers are alternately laminated without a single layer, but hardness and friction characteristics are improved compared to a single layer coating, but show poor crack resistance.
  • Comparative Examples 9 and 10 have a structure in which the AlTiSiN / AlCrN / TiAlN nanolayers are alternately laminated without a single layer. Although the hardness is improved compared to Comparative Examples 1 to 8, the friction characteristics and the crack resistance are compared with Comparative Examples 5 to 8. The sex tends to be inferior.
  • Comparative Examples 11 to 14 having a structure substantially similar to those of the present invention, compared to Comparative Examples 1 to 10, hardness, friction characteristics, and crack resistance were improved in a balanced form.
  • Examples 1 to 6 of the present invention after the high temperature deterioration test hardness is 36.1 ⁇ 38GPa is equal to or more than when compared to the room temperature hardness of Comparative Examples 1 to 10, the coefficient of friction is 0.35 ⁇ 0.43 All Comparative films except AlCrN single layer It shows excellent properties compared to the crack length is 48 ⁇ 51 ⁇ m level shows excellent properties compared to all the hard film.
  • the hard film of Examples 1 to 6 of the present invention shows that the hardness, friction resistance, crack resistance, and the like are evenly improved compared to Comparative Examples 1 to 14.
  • the hard film according to Examples 1 to 6 of the present invention has a cutting life of 14.8 to 17m, and it can be seen that the causes of end of life are all caused by normal wear.
  • Comparative Examples 1 to 10, as well as Comparative Examples 11 to 14 having a thin film structure similar to the embodiments of the present invention not only significantly lower wear resistance than the Examples 1 to 6 of the present invention, but also life through normal wear It is not terminated and its life ends through excessive wear. Therefore, it is confirmed that the hard film according to Examples 1 to 6 of the present invention has excellent wear resistance.
  • the hard coating according to Examples 1 to 6 of the present invention not only shows excellent impact resistance compared to Comparative Examples 1 to 10, but also has a thin film structure similar to the embodiment of the present invention. Compared with Comparative Examples 11 to 14 also shows excellent impact resistance.
  • the drilling process is slower than the milling process and is performed under wet conditions, so the lubricity (welding resistance) and the chipping resistance of the machining insert are very important.
  • the present inventors in order to comprehensively evaluate the lubricity, chipping resistance, wear resistance and toughness of the hard coating according to Examples 1 to 6 and Comparative Examples 1 to 14 of the present invention, the workpiece: carbon steel (SM45C, carbon steel drilling), samples Part number SPMT07T208 / XOMT07T205 (indexable drill insert, 20-5D), cutting speed: 150m / min, cutting feed rate: 0.1mm / rev, cutting depth: 90mm (penetration). The results are shown in Table 7 below.

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Abstract

본 발명은 초경합금과 같은 경질모재 상에 인접하여 형성되는 경질피막으로 나노 다층구조로 이루어져 있어, 내산화성과 내마모성이 향상된 경질피막에 관한 것이다. 본 발명에 따른 경질피막은, 상기 경질피막은 제1층과 제2층이 교대로 적층된 구조를 포함하고, 상기 제1층은 Al1-xCrxN(0.3≤x≤0.7)으로 이루어지고, 상기 제2층은 평균 두께가 3 ~ 20nm인 박층A, 박층B, 박층C, 박층D를 포함하는 나노 다층구조 또는 이 나노 다층구조가 2회 이상 반복적층되는 구조로 이루어지고, 상기 박층A는 Al1-a-bTiaSibN(0.3≤a≤0.7, 0≤b≤0.1)로 이루어지고, 상기 박층B와 박층D는 Ti1-xAlxN(0.3≤x≤0.7)로 이루어지고, 상기 박층C는 Al1-zCrzN(0.3≤z≤0.7)으로 이루어지고, 상기 박층A와 상기 박층B는 Al의 함량이 상이한 것을 특징으로 한다.

Description

절삭공구용 경질피막
본 발명은 절삭공구에 사용되는 초경합금이나 서멧(cermet)과 같은 경질모재 상에 형성되는 경질피막에 관한 것이다. 보다 구체적으로는 초경합금과 같은 경질모재 상에 인접하여 형성되는 하부층과 상기 하부층 상에 형성되는 상부층이 교대적층되는 구조로 이루어지며, 상기 상부층은 다시 박층A, 박층B, 박층C 및 박층D를 포함하는 나노 다층구조 또는 이들의 반복적층 구조로 이루어져 있어, 종래의 다층 박막 구조에 비해 인성과 내마모성이 모두 향상된 경질피막에 관한 것이다.
산업이 점차 정밀화, 고속화 및 대량 생산화됨에 따라 절삭공구에 대한 절삭성능 향상 및 수명개선이 요구되고 있다. 특히, 고경도 피삭재에 대한 고속 절삭가공 및 열전도도가 낮은 난삭재에 대한 절삭가공시에는 약 900℃ 이상의 고열이 피삭재와 마찰되는 인써트 선단에 국부적으로 발생하는데, 내산화성과 내마모성이 우수한 경질피막을 인써트의 절삭면에 형성함으로써, 절삭공구의 수명을 높일 수 있다.
종래부터 절삭성능 향상 및 수명개선을 위해 초경합금, 써메트, 엔드밀, 드릴류 등의 모재 위에, TiN, Al2O3, TiAlN, AlTiN, AlCrN 등 내마모성, 내산화성, 또는 내충격성 등을 구비한 단일층 경질피막 또는 이들이 2층 이상 적층된 다층 경질피막을 형성함으로써, 고경도 피삭재 또는 난삭재에 대한 요구에 대응하여 왔다.
그런데, 피삭재가 점차 고경도화 되고 있고, 열전도도가 낮고 공구와 용착이 심한 난삭재에 대한 가공 수요도 높아지고 있어, 신규한 물성을 갖는 박막 조성의 개발이나 단순한 다층구조만으로 상기한 수요에 대응하기가 점점 어려워지고 있다.
이에 따라, 최근에는 물성이 상이한 2종 이상의 나노 레벨의 박막을 규칙적으로 반복 적층하는 방법을 통해, 절삭성능을 높이고자 하는 시도가 많아지고 있다.
예를 들어, 한국등록특허공보 제876366호에는, 물리증착법(PVD)에 의해, 초경 합금공구인 인서트, 엔드밀, 드릴 혹은 서멧트 공구위에 밀착력 향상 및 (200)면의 결정배향을 위해 하지층을 증착시키고, 연속적으로 내충격성과 내치핑성을 향상시키기 위해 중간층인 (Ti,Al)N 다층박막을 증착시킨 후, 최상층을 TiAlN 또는 AlTiSiN으로 이루어지며, 상호 조성이 다른 A층, B층, C층 및 D층으로 이루어지고 이들이 교대로 적층되는 구조를 통해, 최상층의 내마모성과 내산화성을 향상시킨 박막구조가 개시되어 있다.
상기와 같은 다층 구조를 통해 내마모성 및 내산화성을 향상시킬 수 있으나, 내마모성, 내충격성(인성), 내치핑성 등 절삭작업에 요구되는 다양한 특성들을 개선하기 위해서는 새로운 구조의 경질피막의 개발이 요구된다.
본 발명은 인성(내충격성), 내마모성, 내치핑성, 윤활성 등이 전반적으로 향상된 절삭공구용 경질피막을 제공하는 것을 해결하고자 하는 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 수단으로 본 발명은, 모재 표면에 형성되는 경질피막으로, 상기 경질피막은 제1층과 제2층이 교대로 적층된 구조를 포함하고, 상기 제1층은 Al1-xCrxN(0.3≤x≤0.7)으로 이루어지고, 상기 제2층은 평균 두께가 3 ~ 20nm인 박층A, 박층B, 박층C, 박층D를 포함하는 나노 다층구조 또는 이 나노 다층구조가 2회 이상 반복적층되는 구조로 이루어지고, 상기 박층A는 Al1-a-bTiaSibN(0.3≤a≤0.7, 0≤b≤0.1)로 이루어지고, 상기 박층B와 박층D는 Ti1-xAlxN(0.3≤x≤0.7)로 이루어지고, 상기 박층C는 Al1-zCrzN(0.3≤z≤0.7)으로 이루어지고, 상기 박층A와 상기 박층B 사이의 Al의 함량이 상이한 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막을 제공한다.
또한, 본 발명에 따른 경질피막에 있어서, 상기 제2층의 두께에 대한 제1층의 두께의 비(T1/T2)가 0.1 이상 1.0 미만이고, 제1층과 제2층의 교대 적층 구조의 두께가 1.0 ~ 20.0㎛인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 경질피막에 있어서, 상기 나노 다층구조는 박층A-B-C-D의 순으로 적층되는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 경질피막에 있어서, 상기 경질피막의 경도가 35GPa 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 경질피막에 있어서, 상기 박층A와 박층B의 Al 함량의 차이는 0.1 이상인 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 절삭공구용 다층경질 박막은, 모재상에 하부층으로 형성되는 AlCrN계 단일층과, AlTi(Si)N/TiAlN/AlCrN/TiAlN계 박막의 순차 적층을 통해 형성되는 나노다층의 교대 반복 적층을 통해, 내마모성, 내충격성, 내치핑성, 윤활성 등 절삭공구용 피막에 요구되는 다양한 특성을 고르게 향상시킬 수 있어, 난삭재의 가공에 적합하게 사용될 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 경질피막의 구조를 개략적으로 나타낸 단면도이다.
이하, 첨부 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예들을 상세히 설명한다. 그러나 다음에 예시하는 본 발명의 실시예들은 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 다음에 상술하는 실시예들에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시예들은 당 업계에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 보다 완전하게 설명하기 위하여 제공되어지는 것이다. 또한 첨부된 도면에서 막 또는 영역들의 크기 또는 두께는 발명의 이해를 위하여 과장된 것으로 이해되어야 한다.
도 1은 본 발명에 따른 절삭공구용 PVD 경질피막의 구조를 개략적으로 보여주는 단면도이다. 도시된 바와 같이, 본 발명에 따른 경질피막은 모재 상에 형성되는 제1층(하부층)과 상기 제1층 상에 형성된 제2층(내마모층)이 2층 이상 교대로 적층된 구조를 가지는 것을 특징으로 한다.
상기 제1층은 인성(내충격성) 향상을 주목적으로 하는 박막으로, 그 조성은 Al1-xCrxN(0.3≤x≤0.7)으로 이루어지는 것을 특징으로 한다. 상기 Cr의 함량(x)이 0.3 미만일 경우 절연성이 높아져 장비의 특성상 DC 증착이 어려우며, fcc-AlCrN이 아닌 hcp-AlCrN의 형성으로 취성이 증가하여 내마모성이 저하되며 공구의 수명이 짧아지게 되고, 0.7을 초과할 경우 조대한 박막조직을 형성함과 동시에 절삭가공과 같은 고온이 수반되는 작업시 Cr2N의 편석이 형성되어 내마모성이 저하되며 공구의 수명이 짧아지게 되므로, Cr의 함량(x)은 0.3 ~ 0.7이 바람직하다. 또한 상기 제1층의 단위 두께는 0.01 ~ 10㎛가 바람직하다.
상기 제2층은 내마모성 향상을 주목적으로 하는 박막으로, 평균 층두께가 3 ~ 20nm인 박층A, 박층B, 박층C, 박층D를 포함하는 나노 다층구조 또는 이 나노 다층구조가 2회 이상 반복적층되는 구조로 이루어지는 것을 특징으로 한다. 일반적으로 나노다층의 주기가 감소할수록 전위의 생성과 이동이 억제됨에 따라 박막이 강화되는데, 박층의 두께가 3nm 미만으로 너무 얇을 경우 전위의 생성과 이동을 억제하는 나노다층간의 경계가 불분명해지면서 두 층간의 상호확산에 의해 혼합 영역(mixing zone)이 형성되어 경도 및 탄성계수가 저하되므로 3nm 미만이 되지 않도록 하는 것이 좋고, 20nm를 초과할 경우 전위의 생성이 쉬워지고 전위의 이동이 쉬워지게 되므로 경도 및 탄성계수가 저하되고 또한 불일치(misfit) 전위의 형성에 의해 정합 변형에너지가 감소되어 강화 효과 감소 현상이 수반되므로, 3 ~ 20nm가 바람직하다. 상기 박층의 적층구조는 A/B/C/D, A/D/C/B, B/A/D/C, D/A/C/B 등 다양한 형태로 적층될 수 있으며, 제1층과 C층이 접하지 않고, A층과 C층의 사이에 B층 또는 D층이 개재된 형태가 가장 바람직하다.
또한, 상기 박층A는 Al1-a-bTiaSibN(0.3≤a≤0.7, 0≤b≤0.1)로 이루어지는 것이 바람직한데, 이는 Ti의 함량(a)이 0.3 미만일 경우 육방정 B4구조의 상(phase) 형성으로 취성이 증가하여 내마모성이 저하되며 공구의 수명이 짧아지게 되고, 0.7 초과일 경우 원자반경이 Ti에 비해 작은 Al이 치환되어 고용되는 양이 줄어들어 박막의 경도 및 내마모성이 저하되고 절삭가공시 고온의 환경에서 TiO2 산화물 형성이 용이해져 박막 내부의 Ti원소가 외부로 확산되어 Ti원소 고갈에 따른 고온경도 저하를 초래할 수 있기 때문이다. 또한 상기 박층A에는 Si이 선택적으로 0.1 이하로 포함될 수 있는데, 이는 Si이 0.1 이하로 소량(적정량) 첨가될 경우, 비정질의 Si3N4 상이 결정질의 AlTiN 상의 입계를 따라 형성되어 결정질 상의 입자를 미세화시키므로 경도 및 내마성이 향상된다. 그리고 고온절삭가공시 비정질의 Si3N4 상이 SiO2 산화물을 형성하여 내부원소의 외부확산을 막아주는 역할을 함으로써 절삭공구의 수명을 향상시킬 수 있다. 그러나 Si의 함량(b)이 0.1을 초과할 경우 비정질의 Si3N4 상이 증가하여 자체 경도가 저하되며 또한 결정질의 AlTiN 상의 입자 미세화 효과가 낮아지기 때문에 내마모성을 저하시키는 원인이 될 수 있기 때문이다.
또한, 상기 박층B 및 박층D는 Ti1-xAlxN(0.3≤x≤0.7)로 이루어지는 것이 바람직한데, 이는 Al의 함량(x)이 0.3 미만일 경우 원자반경이 Ti에 비해 작은 Al이 치환되어 고용되는 양이 줄어들어 박막의 경도 및 내마모성이 저하되고 절삭가공시 고온의 환경에서 TiO2 산화물 형성이 용이해져 박막 내부의 Ti원소가 외부로 확산되어 Ti원소 고갈에 따른 고온경도 저하를 초래할 수 있고, 0.7 초과일 경우 육방정 B4구조의 상(phase) 형성으로 취성이 증가하여 내마모성이 저하되며 공구의 수명이 짧아질 수 있기 때문이다.
또한, 상기 박층C는 Al1-zCrzN(0.3≤z≤0.7)으로 이루어지는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 제1층과 동일하다.
이상과 같이, 본 발명은 인성(내충격성) 향상을 위해 모재에 인접한 하부층(제1층)으로 AlCrN층을 두고, 내마모층 향상을 위해 박층A, B, C 및 D를 포함하는 나노다층(제2층) 구조를 구비하고, 하부층과 내마모층을 교대 반복하여 적층함으로써, 경질 피막 전체가 인성, 내마모성은 물론 내치핑성 및 윤활성도 향상될 수 있도록 하는 것을 특징으로 한다.
또한, 나노다층(제2층)을 TiAlN, AlTiN, AlCrN계 피막의 조합으로 하면서, 각 층간의 조성 제어를 통해 내마모성의 향상을 도모한 것을 다른 특징으로 한다.
한편, 상기 박층A와 상기 박층B 사이의 Al의 함량이 상이해야 하며, Al 함량의 차이는 0.1 이상을 유지하는 것이 바람직한데, 이는 Al함량 차이가 0.1 미만일 경우 나노다층 간의 조성변화에 따른 탄성계수차이가 크지 않아 박막의 강화효과 감소 현상을 가져오기 때문이며, 전술한 박층A와 박층B의 조성에 대한 수치한정 이유를 고려할 때 Al 함량의 차이는 0.1 ~ 0.2를 유지하는 것이 좋다.
또한, 상기 제2층의 두께에 대한 제1층의 두께의 비(T1/T2)는 0.1 이상 1.0미만으로 유지하는 것이 바람직하다. 그 이유는 박막에 충격이 가해져 크랙이 발생하였을 때 경질층인 제2층과 연질층인 제1층의 반복교대적층으로 크랙이 심층으로 전파되는 것을 지연시키는 효과가 있는데, 제1층의 두께가 제2층의 두께에 비해 지나치게 얇을 경우(0.1 미만일 경우) 크랙의 전파 지연효과가 떨어지고, 제1층의 두께가 제 2층의 두께에 비해 두꺼울 경우(1.0 이상일 경우) 크랙이 심층으로 전파되는 것을 지연시키는 효과는 크나 연질층인 제1층이 두꺼워짐에 따라 박막 전체의 내마모성이 저하될 수 있기 때문이다.
또한, 제1층과 제2층의 교대 적층한 경질피막의 두께는 1.0 ~ 20.0㎛인 것이 바람직하다.
[실시예]
초경합금, 써메트, 고속도강, 엔드밀, 드릴류 등을 포함하는 경질 모재 표면 위에 물리적 기상 증착법(physical vapor deposition: PVD)인 아크 이온 플레이팅 법을 이용하여, 도 1에 도시된 단면 구조를 갖는 경질피막을 형성하였다.
구체적으로 본 발명의 실시예에서는 공통적으로, WC-10wt%Co로 이루어진 초경합금 모재에 AlTi(또는 AlTiSi), TiAl 및 AlCr 아크 타겟을 사용하여 아크 이온 플레이팅을 하였고, 이때 초기 진공압력은 8.5×10-5Torr 이하, 반응가스로는 N2를 주입하였다. 그리고 상기 반응 가스압력은 30mTorr 이하(바람직하게는 20m Torr 이하)로 하였으며, 코팅 온도는 400 ~ 550℃로 하였고, 코팅 시 기판 바이어스 전압은 -20 ~ -150V으로 인가하는 방법을 사용하였다. 코팅 조건은 사용하는 장비 특성 및 조건에 따라 본 발명의 실시예와 다르게 할 수 있다.
전술한 코팅 방법을 통해, 인성층인 단일층(제1층)과 내마모층인 나노다층(제2층)을 반복적으로 교대적층하였다. 여기서, 단일층은 Al1-xCrxN막으로, 나노다층은 단위층(A) AlyTi1-y(Si)N 막과 단위층(B) TizAl1-zN 막과 단위층(C)Al1-xCrxN 막과 단위층(D)TizAl1-zN 막을 순차적으로 적층한 다층 박막 구조를 적용하였다.
상기 단일층은 단위 두께를 0.06 ~ 0.18㎛로 형성하였고, 나노다층은 각 단위층을 18 ~ 20nm 두께로 7 ~ 10회 적층하여 그 두께를 0.14 ~ 0.18㎛로 형성한 후, 단일층과 나노다층을 다시 15 내지 20회 번갈아 교대적층함으로써, 본 발명의 실시예에 따른 경질피막을 완성하였다.
한편, 필요한 경우 본 발명의 실시예에 따라 형성한 경질피막 상에 추가로 다양한 형태의 박막이 형성될 수 있음은 물론이다. 또한, 본 발명의 실시예에 따른 경질피막은 물리적 기상 증착법(physical vapor deposition: PVD)을 이용하므로, 박막 두께는 최대 20㎛ 정도까지 형성할 수 있다.
하기 표 1에 본 발명의 실시예에 따라 형성한 경질피막의 조성과 박막구조, 교대적층 주기 및 박막 총 두께를 나타내었다.
표 1 본 발명의 실시예에 따른 경질피막의 조성, 박막구조, 교대적층 주기 및 박막 총 두께
실시예No. 박막구조 피막총두께(㎛)
제1층 제2층
조성 두께(㎛) 조성 두께(㎛) 적층주기(nm)
1 AlCrN(5:5) 0.06 AlTiSiN(57:38:5)/TiAlN(5:5)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 0.18 18 4.3
2 AlCrN(7:3) 0.07 AlTiSiN(57:38:5)/TiAlN(5:5)AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 0.17 20 4.2
3 AlCrN(5:5) 0.16 AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 0.17 20 4.3
4 AlCrN(7:3) 0.14 AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 0.18 19 4.1
5 AlCrN(5:5) 0.06 AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 0.16 19 4.0
6 AlCrN(7:3) 0.06 AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 0.17 20 4.1
또한, 본 발명의 실시예에 따라 형성한 경질피막의 특성을 상대 평가하기 위하여, 본 발명의 실시예와 동일한 WC-10wt%Co로 이루어진 모재의 표면에 하기 표 2와 같은 박막 구조로 본 발명의 실시예에 따른 경질피막과 거의 동일한 두께의 경질피막을 형성하였다.
표 2 비교예에 따른 경질피막의 조성, 박막구조 및 박막 총 두께
비교예No. 박막구조 단일층/다층적층주기 박막총두께(㎛)
단일층 나노다층
조성 두께(㎛) 조성 두께(㎛) 적층주기(nm)
1 TiAlN(5:5) 4.2 - - - - 4.2
2 AlTiN(67:33) 4.1 - - - - 4.2
3 AlCrN(5:5) 4.2 - - - - 4.3
4 AlCrN(7:3) 4.2 - - - - 4.2
5 - - TiAlN(5:5)/AlCrN(7:3) 20 - 4.3
6 - - AlTiN(67:33)/AlCrN(7:3) 19 - 4.2
7 - - TiAlN(5:5)/AlCrN(5:5) 18 - 4.2
8 - - AlTiN(67:33)/AlCrN(5:5) 19 - 4.3
9 - - AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 18 - 4.0
10 - - AlTiN(67:33)/TiAlN(5:5)/AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 19 - 4.2
11 AlCrN(5:5) 0.07 AlTiN(67:33)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 0.16 - 20 4.1
12 AlCrN(7:3) 0.07 AlTiN(67:33)/AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 0.17 - 19 4.3
13 AlCrN(5:5) 0.08 AlTiSiN(57:38:5)/AlCrN(5:5)/TiAlN(5:5) 0.15 - 20 4.4
14 AlCrN(7:3) 0.07 AlTiSiN(57:38:5)/AlCrN(7:3)/TiAlN(5:5) 0.16 - 19 4.1
상기 표 2에서 확인되는 바와 같이, 비교예 1 ~ 4는 두께 약 4.2 ~ 4.3㎛로 형성한 TiAlN 또는 AlCrN으로 이루어진 단일층 구조의 경질피막이며, 이들 경질피막은 나노다층 구조를 갖는 경질피막과 비교하기 위한 것이다.
또한, 비교예 5 ~ 8은 TiAlN/AlCrN을 18 ~ 20nm 두께로 약 200회 교대반복 적층한 나노 다층구조의 경질피막이며, 이들 경질피막은 단일층을 형성하지 않고 나노다층 구조도 본 발명의 실시예와 상이하게 형성한 것으로, 단일층 및 나노다층 구조의 차이에 따른 절삭성능의 차이를 확인하기 위한 것이다.
또한, 비교예 9 및 10은 단일층을 형성하지 않고, 본 발명의 실시예와 동일하게 AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN의 구조로 교대반복 적층한 것으로서, 나노다층이 절삭성능에 미치는 효과를 확인하기 위한 것이다.
또한, 비교예 11 ~ 14는 본 발명의 실시예와 동일하게 단일층과 나노다층을 교대 반복적층한 경질피막 구조이며, 다만 나노다층 구조를 AlTi(Si)N/AlCrN/TiAlN의 3개층으로 형성함으로써, 본 발명의 실시예에 따른 나노다층 구조와의 차이에 따른 절삭성능의 차이를 확인하기 위한 것이다.
하기 표 3은 실시예 및 비교예에 따라 경질피막을 형성한 후, 에너지 회절 X선 분석(EDX, Energy Dispersive X-ray Spectrometer) 을 통해, 각층을 구조하는 박막의 실제 조성을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
표 3 실시예 1 ~ 6 및 비교예 1 ~ 14에 따른 경질피막을 구성하는 각 층의 조성
구분 No. 박막조성 (EDX, at%)
단일층 나노다층
Al Ti Cr N Al Ti Cr Si N
비교예 1 27.1 28.9 - 44 - - - - -
2 37.4 19.4 - 43.2 - - - - -
3 26.6 - 28.9 44.5 - - - - -
4 35.8 - 18.5 45.7 - - - - -
5 - - - - 32.4 14 9.5 - 44.1
6 - - - - 35.2 9.5 9.4 - 45.9
7 - - - - 26.6 13.8 13.9 - 45.7
8 - - - - 30.7 8.6 14.6 - 46.1
9 - - - - 28 18.3 7.2 - 46.5
10 - - - - 32.1 18 4.1 - 45.8
11 26.1 - 28.1 45.8 29.3 10.7 14 - 46
12 37 - 17.6 45.4 34.4 11.1 8.1 - 46.4
13 26 - 28.2 45.8 23.3 13 7.4 0.8 45.5
14 37.1 - 17.5 45.4 26.4 13.1 4.5 0.8 45.3
실시예 1 26.3 - 27.9 45.8 23.3 15.5 5.6 0.6 45.1
2 36.8 - 17.8 45.4 23.2 15.7 5.9 0.6 45.5
3 25.9 - 28.3 45.8 29.2 17.1 7.1 - 46.6
4 37.1 - 17.5 45.4 30.9 17.8 5 - 46.3
5 25.5 - 27.7 46.8 29.6 18.1 6.8 - 45.5
6 37.8 - 17.1 45.1 31.7 18.5 4.4 - 45.4
상기 표 3에서 확인되는 바와 같이, 형성된 피막의 실제 조성은 목표 조성과 다소 차이는 있으나, 거의 유사한 조성을 나타낸다.
경질피막의 경도, 마찰계수, 크랙길이 평가
이상과 같이 형성된 경질피막의 경도를 평가하기 위하여 피셔스코프(모델명 HP100C-XYP; 독일 HELMUT FISCHER GMBH사)를 사용하여 미소 경도 시험을 실시하였으며, 경도는 피막을 형성한 직후의 경도(상온경도)와 900℃에서 30분간 고온 열화처리를 한 후의 경도(열화경도)를 측정하였다.
또한, 경질피막의 마찰특성을 평가하기 위하여, CETR UMT-2 micro-tribometer를 사용하여 ball-on-disc 테스트를 통해 슬라이딩 거리(ball(재질 Si3N4, 직경 4mm, 경도 HV50g1600)의 60회 회전)를 측정하였다. 이때 마찰특성 평가는 20 ~ 25℃의 온도에서 상대습도 50 ~ 60%, 회전속도 318rpm(10m/min)의 조건으로 실시되었다.
또한, 경질피막의 내크랙성(인성)을 평가하기 위하여 30kgf 하중의 다이아몬드 압흔을 적용하여 박막에 생성된 크랙의 길이를 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 4에 나타내었다.
표 4 실시예 1 ~ 6 및 비교예 1 ~ 14의 경도, 마찰계수 및 크랙길이
구분 No. 박막구조 상온경도(GPa) 열화경도(GPa) 마찰계수(COF) 크랙길이(30kgf,㎛)
단일층 나노다층
비교예 1 TiAlN - 32.4 24 0.7 64
2 AlTiN - 35.5 29 0.72 65
3 AlCrN - 31.1 27 0.3 46
4 AlCrN - 29.5 25.5 0.33 46
5 - TiAlN/AlCrN 35.4 32.4 0.5 58
6 - AlTiN/AlCrN 36.7 34.3 0.48 59
7 - TiAlN/AlCrN 34.8 32.1 0.41 58
8 - AlTiN/AlCrN 36 34.1 0.44 58
9 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 38.5 36.5 0.6 60
10 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 38.8 36.8 0.65 64
11 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 36.3 34.7 0.4 51
12 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 35.9 33.7 0.44 53
13 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 36.9 34.1 0.46 53
14 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 37 35.9 0.47 54
실시예 1 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 38.3 38 0.39 49
2 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 38.4 37.9 0.41 50
3 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 37.3 36.1 0.35 51
4 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 37.5 36.1 0.36 51
5 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 37.9 36.4 0.41 48
6 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 38.1 36.7 0.43 49
상기 표 4에서 확인되는 바와 같이, 단일층만으로 이루어진 비교예 1 ~ 4의 피막은 상온경도가 29.5 ~ 35.5GPa 수준으로 나노다층 피막에 비해 경도가 떨어질 뿐 아니라, 고온 열화환경에서 경도의 저하율이 나노다층 피막에 비해 높은 것을 알 수 있다. 또한, TiAlN계 피막은 마찰특성 및 내크랙성은 낮으나 상대적으로 경도가 높고 AlCrN계 피막은 경도는 떨어지나 마찰특성 및 내크랙성은 우수한 특성을 보인다. 즉, 단일층 피막은 나노다층 구조의 경질피막에 비해 일부 물성의 결핍이 두드러지는 경향을 보인다.
비교예 5 ~ 8은 단일층 없이 TiAlN/AlCrN 나노층을 반복 교대적층한 나노다층으로 되어 있는데, 단일층 피막에 비해 경도 및 마찰특성은 향상되었으나, 내크랙성이 떨어지는 특성을 보인다.
비교예 9 및 10은 단일층 없이 AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 나노층을 반복 교대적층한 구조로 되어 있는데, 비교예 1 ~ 8에 비해 경도는 향상되었으나, 비교예 5 ~ 8에 비해 마찰특성 및 내크랙성이 떨어지는 경향을 보인다.
본 발명의 실시예와 거의 유사한 구조를 갖는 비교예 11 ~ 14의 경우, 비교예 1~10에 비해서는, 경도, 마찰특성 및 내크랙성이 균형잡힌 형태로 향상된 결과를 보인다.
본 발명의 실시예 1~6은 고온열화시험 후 경도가 36.1 ~ 38GPa로 비교예 1~10의 상온경도와 대비할 때 동등 이상이며, 마찰계수는 0.35 ~ 0.43로 AlCrN 단일층을 제외한 모든 비교예 피막에 비해 우수한 특성을 보이고, 크랙길이는 48 ~ 51㎛ 수준으로 모든 경질피막에 비해 우수한 특성을 나타낸다.
이상과 같은 경질피막 물성에 대한 평가로부터 본 발명의 실시예 1 ~ 6의 경질피막이 비교예 1 ~ 14에 비해, 경도, 내마찰성, 내크랙성 등을 고르게 향상시켰음을 보여준다.
내마모성 평가
본 발명의 실시예 1 ~ 6 및 비교예 1 ~ 14의 경질피막을 특히 내마모성이 요구되는 절삭작업에 사용하였을 때의 절삭성능을 평가하기 위하여, 피삭재: 탄소강(SM45C,탄소강 밀링가공), 샘플형번 : SPKN1504EDSR(ISO), 절삭 속도: 200m/min, 절삭 이송: 0.3mm/tooth, 절삭 깊이: 2mm의 조건으로 절삭시험을 수행하였으며, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
표 5 내마모성 평가 결과
구분 No. 박막구조 절삭수명(가공거리,m) 수명종료원인
단일층 나노다층
비교예 1 TiAlN - 7.8 파손
2 AlTiN - 8 치핑
3 AlCrN - 2.5 치핑
4 AlCrN - 2.5 치핑
5 - TiAlN/AlCrN 10 치핑
6 - AlTiN/AlCrN 10 파손
7 - TiAlN/AlCrN 10 파손
8 - AlTiN/AlCrN 10 파손
9 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 13.6 치핑
10 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 14.1 파손
11 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 11.1 과대마모
12 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 11.2 과대마모
13 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 11.8 과대마모
14 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 12 과대마모
실시예 1 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 17 정상마모
2 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 17.8 정상마모
3 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 14.8 정상마모
4 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 15 정상마모
5 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 16.8 정상마모
6 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 17 정상마모
상기 표 5에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예 1 ~ 6에 따른 경질피막은 절삭수명인 14.8 ~ 17m이며, 수명종료의 원인도 모두 정상적인 마모에 의한 것임을 알 수 있다. 이에 비해 비교예 1 ~ 10은 물론, 본 발명의 실시예와 유사한 박막구조를 갖는 비교예 11 ~ 14도 본 발명의 실시예 1 ~ 6에 비해 내마모성이 현저하게 떨어질 뿐 아니라, 정상적인 마모를 통해 수명이 종료되지 않고 과대마모를 통해 수명이 종료된다. 따라서 본 발명의 실시예 1 ~ 6에 따른 경질피막은 우수한 내마모 특성을 가지고 있음이 확인된다.
인성(내충격성) 평가
본 발명의 실시예 1 ~ 6 및 비교예 1 ~ 14의 경질피막을 특히 인성(내충격성)이 요구되는 절삭조건에 사용하였을 때의 절삭성능을 평가하기 위하여, 밀링가공 내충격 절삭성능 평가결과(단속평가)를, 피삭재: 합금강(SCM440,합금강 3조 격판 밀링가공), 샘플형번 : SPKN1504EDSR(ISO), 절삭 속도: 200m/min, 절삭 이송: 0.2mm/tooth, 절삭 깊이: 2mm의 조건으로 수행하였으며, 경질피막을 코팅한 인써트의 파손시까지 평가를 진행하였고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.
표 6 인성(내충격성) 평가 결과
구분 No. 박막구조 절삭수명(가공거리,m)
단일층 나노다층
비교예 1 TiAlN - 2.9
2 AlTiN - 2.8
3 AlCrN - 0.8
4 AlCrN - 1
5 - TiAlN/AlCrN 3.2
6 - AlTiN/AlCrN 3
7 - TiAlN/AlCrN 3.2
8 - AlTiN/AlCrN 3.5
9 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 4.1
10 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 3.2
11 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 6.5
12 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 6.1
13 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 6.5
14 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 6.9
실시예 1 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 8.1
2 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 9.3
3 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 8.6
4 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 8.1
5 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 8.6
6 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 9.3
상기 표 6에서 확인되는 바와 같이, 본 발명의 실시예 1 ~ 6에 따른 경질피막은 비교예 1 ~ 10에 비해 월등하게 우수한 내충격성을 보여줄 뿐 아니라, 본 발명의 실시예와 유사한 박막구조를 갖는 비교예 11 ~ 14에 비해서도 우수한 내충격성을 보여준다.
종합 절삭성능 평가
일반적으로 드릴링 가공은 밀링가공에 비해, 절삭속도가 느리고 습식조건에서 실시하므로 가공 인써트의 윤활성(내용착성)과 내치핑성이 매우 중요하다. 본 발명자들은 본 발명의 실시예 1 ~ 6 및 비교예 1 ~ 14에 따른 경질피막의 윤활성, 내치핑성, 내마모성 및 인성을 종합적으로 평가하기 위해, 피삭재: 탄소강(SM45C,탄소강 드릴링가공), 샘플형번 : SPMT07T208/XOMT07T205(인덱서블 드릴 인써트, 20-5D), 절삭 속도: 150m/min, 절삭 이송: 0.1mm/rev, 절삭 깊이: 90mm(관통)의 조건으로, 드릴링가공 절삭성능 평가를 수행하였으며, 그 결과를 하기 표 7에 나타내었다.
표 7 드릴링가공 절삭성능 평가결과
구분 No. 박막구조 절삭수명(hole: 20-90mm) 수명종료원인
단일층 나노다층
비교예 1 TiAlN - 52 용착/과대마모
2 AlTiN - 52 용착/치핑
3 AlCrN - 16 과대마모
4 AlCrN - 10 과대마모
5 - TiAlN/AlCrN 80 치핑
6 - AlTiN/AlCrN 80 용착/치핑
7 - TiAlN/AlCrN 80 과대마모
8 - AlTiN/AlCrN 82 과대마모
9 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 104 치핑
10 - AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 104 용착/치핑
11 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 208 과대마모
12 AlCrN AlTiN/AlCrN/TiAlN 208 과대마모
13 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 208 과대마모
14 AlCrN AlTiSiN/AlCrN/TiAlN 208 과대마모
실시예 1 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 256 정상마모
2 AlCrN AlTiSiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 256 정상마모
3 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 230 정상마모
4 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 230 정상마모
5 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 256 정상마모
6 AlCrN AlTiN/TiAlN/AlCrN/TiAlN 256 정상마모
전술한 내마모성, 인성(내충격성) 평가 결과와 동일하게 본 발명의 실시예 1 ~ 6에 따른 경질피막을 형성한 인써트의 수명인 비교예 1 ~ 14에 비해 월등하게 높은 수준을 나타내며, 특히 본 발명의 실시예와 유사한 박막구조를 갖는 비교예 11 ~ 14에 비해서도 긴 절삭수명을 나타내므로, 본 발명의 실시예에 따른 경질피막 구조, 즉 AlCrN을 기반으로 하는 단일층과, AlTi(Si)N/TiAlN/AlCrN/TiAlN을 기반으로 하는 나노다층의 반복 교대적층 구조가, 내마모성, 인성 등의 특성을 고르게 향상시킬 수 있어, 난삭재용 절삭공구에 적합하게 사용될 수 있음이 확인되었다.

Claims (5)

  1. 모재 상에 형성되는 경질피막으로,
    상기 경질피막은 제1층과 제2층이 교대로 적층된 구조를 포함하고,
    상기 제1층은 Al1-xCrxN(0.3≤x≤0.7)으로 이루어지고,
    상기 제2층은 평균 두께가 3 ~ 20nm인 박층A, 박층B, 박층C, 박층D를 포함하는 나노 다층구조 또는 이 나노 다층구조가 2회 이상 반복적층되는 구조로 이루어지고,
    상기 박층A는 Al1-a-bTiaSibN(0.3≤a≤0.7, 0≤b≤0.1)로 이루어지고,
    상기 박층B와 박층D는 Ti1-xAlxN(0.3≤x≤0.7)로 이루어지고,
    상기 박층C는 Al1-zCrzN(0.3≤z≤0.7)으로 이루어지고,
    상기 박층A와 상기 박층B는 Al의 함량이 상이한 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 제2층의 두께에 대한 제1층의 두께의 비(T1/T2)가 0.1 이상 1.0 미만이고, 제1층과 제2층의 교대 적층 구조의 두께가 1.0 ~ 20.0㎛인 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 나노 다층구조는 박층A-B-C-D의 순으로 적층되는 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 경질피막의 경도가 35GPa 이상인 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 박층A와 박층B의 Al 함량의 차이는 0.1 이상인 것을 특징으로 하는 절삭공구용 경질피막.
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