WO2016064213A1 - 결정질 합금 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2016064213A1
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atomic
alloy
amorphous
alloys
nanocrystalline
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PCT/KR2015/011189
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English (en)
French (fr)
Inventor
신승용
문경일
선주현
이장훈
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한국생산기술연구원
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
    • 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
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering

Definitions

  • the present invention relates to a crystalline alloy and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a method for producing a crystalline alloy comprising a heat treatment of an amorphous alloy comprising a metal element having an amorphous forming ability and a crystalline alloy thereby.
  • the sputtering process refers to a technology of forming a thin film on the surface of a base material by supplying a target atom by colliding argon ions or the like at a high speed to a target to which a negative voltage is applied, thereby leaving the target atom.
  • the sputtering process is used in the field of coating manufacturing for the improvement of wear resistance of various tools, molds, and automotive parts as well as the manufacture of micro devices such as semiconductor manufacturing process and MEMS.
  • an amorphous target When the nanocomposite thin film including an amorphous thin film or an amorphous phase is prepared using sputtering, an amorphous target may be used.
  • the amorphous target may be made of a multi-element metal alloy having high amorphous forming ability, and the heterogeneous metal elements separated from the amorphous target may form an alloy thin film having an amorphous phase on the surface of the base material.
  • the temperature is increased due to the collision of ions in the sputtering process
  • the tissue near the surface of the target may be changed due to this temperature increase. That is, due to the thermally unstable amorphous phase, when the temperature of the target is increased, local crystallization may proceed on the target surface.
  • Such localized crystallization may cause a change in the volume of the target and structure relaxation, which may increase the brittleness of the target, which may result in the target being easily destroyed during the sputtering process. If the target is destroyed during the process, it will cause a fatal problem in the production of the product. Therefore, it is very important to have a stable target without such destruction during the sputtering process.
  • the present invention is to solve a number of problems, including the above problems, while having an amorphous forming ability and thermal stability is remarkably superior to amorphous, but does not use a high-pressure sintering device, industrial and economic utility is excellent
  • An object of the present invention is to provide a crystalline alloy which can be easily used and a method for producing the same.
  • these problems are exemplary, and the scope of the present invention is not limited thereby.
  • the step of preparing a plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys containing a metal element having an amorphous forming ability Firstly shrinking the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys by pressing the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys while maintaining the glass transition temperature (Tg) or more than the crystallization start temperature (Tx) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy for a predetermined time.
  • Tg glass transition temperature
  • Tx crystallization start temperature
  • the amorphous alloy or nanocrystalline alloy is Zr 58 atomic% to 78 atomic%; Cu is 4 atomic% to 26 atomic%; At least one selected from Fe, Ni, and Co may be 4 atomic% to 20 atomic%.
  • the amorphous alloy or nanocrystalline alloy Zr is 62 atomic% to 76 atomic%; Al is 10 atomic% or less (greater than 0 atomic%); Cu is 2 atomic% to 20 atomic%; At least one selected from Fe, Ni, and Co may be 6 atomic% to 27 atomic%.
  • the first shrinking of the method of manufacturing the crystalline alloy; And in the second contracting step, the pressurization may be performed under pressure having a range of 10 MPa to 50 MPa.
  • the method of manufacturing the crystalline alloy may further include heating the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys between the first shrinkage and the second shrinkage.
  • the first shrinkage may include controlling a porosity between a plurality of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy to 1% or less.
  • the second shrinkage may include controlling a porosity between a plurality of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy to 0.1% or less.
  • the second shrinkage may include crystallizing a plurality of the amorphous alloys or nanocrystalline alloys so as to have a grain average size in the range of 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m.
  • the amorphous alloy or nanocrystalline alloy may have at least one form selected from the group consisting of foils, powders, ingots and rods.
  • Crystalline alloy according to another aspect of the present invention is implemented by the above-described manufacturing method, Zr is 58 atomic% to 78 atomic%; Cu is 4 atomic% to 26 atomic%; At least one selected from Fe, Ni and Co is 4 atomic% to 20 atomic%.
  • Crystal alloy according to another aspect of the present invention is implemented by the above-described manufacturing method, Zr is 62 atomic% to 76 atomic%; Al is 10 atomic% or less (greater than 0 atomic%); Cu is 2 atomic% to 20 atomic%; At least one selected from Fe, Ni and Co is 6 atomic% to 27 atomic%.
  • Sputtering target according to another aspect of the present invention is implemented by the above-described manufacturing method, Zr is 58 atomic% to 78 atomic%; Cu is 4 atomic% to 26 atomic%; At least one selected from Fe, Ni and Co is 4 atomic% to 20 atomic%.
  • Sputtering target according to another aspect of the present invention is implemented by the above-described manufacturing method, Zr is 62 atomic% to 76 atomic%; Al is 10 atomic% or less (greater than 0 atomic%); Cu is 2 atomic% to 20 atomic%; At least one selected from Fe, Ni and Co is 6 atomic% to 27 atomic%.
  • the thermal / mechanical stability of the target is greatly improved, so that the target is not suddenly broken during the sputtering process, so that the sputtering process can be stably performed.
  • the composition uniformity according to the thickness of the thin film there is an effect that can be secured.
  • the scope of the present invention is not limited by these effects.
  • FIG. 1 is a view illustrating a concept of implementing a crystalline alloy by applying heat treatment to the amorphous alloy and / or nanocrystalline alloy in the method of manufacturing a crystalline alloy according to the embodiments of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph of the Vickers indenter test results for the crystalline alloy having the composition disclosed in the embodiments of the present invention.
  • FIGS. 4A and 4B are photographs of a target surface after sputtering of a target for sputtering according to some embodiments of the present invention.
  • FIG. 5 and 6 illustrate X-ray diffraction patterns of an amorphous thin film and a nitride thin film formed by a sputtering process using a sputtering target according to some embodiments of the present invention.
  • FIG. 7 shows an X-ray diffraction pattern of a thin film formed by a sputtering process using a sputtering target (Example 46, Zr 75.1 Al 4 Co 11 Cu 9.9 ) according to an embodiment of the present invention.
  • 8A, 8B, 8C, 9A, 9B, 9C, 9D and 9E are lubrication friction test results of the nanostructured composite thin film according to some embodiments of the present invention.
  • the film referred to herein may also be called a thin film depending on the thickness of the film.
  • the nitride film may be referred to as a nitride thin film in some cases
  • the amorphous film may be referred to as an amorphous thin film in some cases.
  • Crystalline alloy according to the present invention is an amorphous alloy or nanocrystalline alloy consisting of three or more metal elements having an amorphous glass forming ability (glass forming ability), the crystallization start temperature (Tx) or more than the melting temperature (Tm) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy It can be implemented by heating in the temperature range of. In the case of such an amorphous alloy, the crystallization occurs during the heating process, and the grain growth process is performed. In the case of the nanocrystalline alloy, the growth of the nanocrystal grains occurs. In this case, the heating conditions may be controlled such that the average grain size of the crystalline alloy is in the range of 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m, strictly 0.3 ⁇ m to 2.5 ⁇ m.
  • the crystallization start temperature is a temperature at which an alloy in an amorphous state starts crystallization and has an inherent value depending on a specific alloy composition. Therefore, the crystallization start temperature of the nanocrystalline alloy may be defined as the temperature at which an amorphous alloy having the same composition as the nanocrystalline alloy starts to crystallize.
  • the amorphous alloy has substantially no specific crystal structure and the X-ray diffraction pattern is specific. It may refer to a metal alloy body having a phase in which a broad peak is observed in a wide angle range without showing a sharp peak at Bragg angle.
  • the nanocrystalline alloy may mean a metal alloy body having an average size of less than 100nm.
  • An alloy having an amorphous forming ability according to the present invention is composed of a multi-component of three or more elements, the difference in atomic radius between the main elements is greater than 12%, the heat of mixing between the main elements is negative It may have a characteristic having a value of.
  • the alloy consisting of three or more metal elements having an amorphous forming ability, Zr is 62 atomic% to 76 atomic%; Al is 10 atomic% or less (greater than 0 atomic%); Cu is 2 atomic% to 20 atomic%; At least one selected from Fe, Ni, and Co may be 6 atomic% to 27 atomic%.
  • the crystalline alloy according to the present invention has a very excellent thermal stability compared to the amorphous alloy of the same composition. That is, in the case of the amorphous alloy, due to thermal instability, the local crystallization is locally formed by locally transmitted thermal energy due to thermal instability, and nanocrystalline is locally formed. This local crystallization is weakened by the structure relaxation phenomenon of the amorphous alloy and the fracture toughness is reduced.
  • alloys whose grain size is controlled through crystallization and / or grain growth from amorphous alloys or nanocrystalline alloys, such as the crystalline alloys according to the present invention show no significant change in microstructure even when heat is applied from the outside. There is no destruction due to the thermal and mechanical instability of amorphous or nanocrystalline alloys.
  • the crystalline alloy according to the embodiments of the present invention can be successfully applied to the field requiring thermal stability, for example, it can be applied to the target for sputtering.
  • an amorphous alloy target made of a plurality of metal elements having an amorphous forming ability may be used.
  • ions accelerated from the plasma continue to collide during the process, and thus the sputtering target inevitably increases in temperature during the process.
  • the sputtering target is amorphous, local crystallization may occur at the target surface due to the temperature rise during the sputtering process, and such local crystallization may increase the brittleness of the target, which may result in the target being easily destroyed during the sputtering process.
  • the alloy has a brittle coagulation structure composed of a brittle intermetallic compound, which is very fragile, and ii) the compositional grain size is very large.
  • the crystalline alloy according to the present invention has a microstructure in which crystal grains having a specific size range controlled by heat treatment are uniformly distributed, thereby greatly improving thermal / mechanical stability, thereby increasing the local structure even in the temperature rise of the target generated during sputtering. Does not change, and thus mechanical instability as described above does not appear. Therefore, the crystalline alloy target of the present invention can be used to stably form an amorphous thin film or a nanostructured composite thin film using sputtering.
  • the alloy for sputtering using the crystalline alloy of the present invention may be one in which the above-described amorphous alloy or nanocrystalline alloy is cast in a size and shape similar to a sputtering target that is actually used, and thus heat treatment, that is, the cast amorphous alloy or nanocrystalline alloy, Crystalline alloy targets can be prepared by growing crystallization or grains through annealing.
  • a sputtering target may be manufactured by preparing a plurality of the above-described amorphous alloys or nanocrystalline alloys, and thermally pressing the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys together. Plastic deformation of an amorphous alloy or a nanocrystalline alloy may occur during the thermal pressing.
  • the annealing treatment or the thermal pressure is the first sintering at a temperature of more than the glass transition temperature (Tg) or more than the crystallization start temperature (Tx) of the amorphous alloy, the crystallization start temperature or more of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy below the melting temperature of less than Secondary sintering and grain growth are carried out in the temperature range.
  • the crystallization start temperature is defined as the temperature at which an alloy having a specific composition starts transitioning from an amorphous state to a crystalline state.
  • the amorphous alloy or nanocrystalline alloy prepared in plural may be, for example, an amorphous alloy powder or a nanocrystalline alloy powder. Aggregates of such alloy powders may be manufactured by pressing and sintering in a sintering mold to have a shape and size close to those of an actual target. In this case, the pressure sintering is carried out in the first sintering at a temperature above the glass transition temperature (Tg) of the amorphous alloy or below the crystallization initiation temperature (Tx), and in the temperature range below the melting temperature of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy above the melting temperature. Secondary sintering and grain growth are performed.
  • Tg glass transition temperature
  • Tx crystallization initiation temperature
  • the agglomerates of the amorphous alloy powder or the agglomerates of the nanocrystalline alloy powder are combined with each other by diffusion to cause crystallization and / or grain growth.
  • the crystallization or grain growth is controlled such as time and / or temperature so that the size of the crystal grains has a specific range.
  • the final crystallized or grain grown alloy may have a grain size of the alloy of 5 ⁇ m or less, for example, in the range of 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m, strictly 0.3 ⁇ m to 2.5 ⁇ m.
  • the amorphous alloy powder or nanocrystalline alloy powder may be prepared by an atomizing method (automizing).
  • the molten metal is prepared by preparing a molten metal having three or more metal elements having an amorphous forming ability and spraying the molten metal with an inert gas such as argon gas while spraying the molten metal to form an alloy powder.
  • a plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys to be prepared may be an amorphous alloy ribbon and / or nanocrystalline alloy ribbon in the form of a foil. After stacking a plurality of such ribbons, the target can be formed by thermally pressurizing at a temperature range below the melting temperature or more than the crystallization start temperature in the composition of the alloy ribbon.
  • the amorphous alloy ribbon laminate and / or the nanocrystalline alloy ribbon laminate may undergo crystallization and / or grain growth while bonding by ribbons is spread by mutual diffusion. Meanwhile, the lamination interface between the alloy ribbons stacked in this process may be extinguished by mutual diffusion.
  • the amorphous alloy ribbon or nanocrystalline alloy ribbon may be prepared by a rapid solidification process such as melt spinning (melt spinning).
  • a ribbon-shaped amorphous alloy or a nanocrystalline alloy may be manufactured by preparing a molten metal in which at least three metal elements having an amorphous forming ability are dissolved, and rapidly melting the molten metal on a roll surface rotating at high speed.
  • the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys may be amorphous alloy casting materials or nanocrystalline alloy casting materials.
  • the amorphous alloy casting material or the nanocrystalline alloy casting material may have a rod shape or a plate shape.
  • a laminate in which a plurality of amorphous alloy casting materials are laminated or a laminate in which nanocrystalline alloy casting materials are stacked during the thermal pressing process may undergo crystallization and / or grain growth as the bonding is performed by mutual diffusion between the individual alloy casting materials. do. At this time, the interface between the alloy casting material may be extinguished by mutual diffusion.
  • the amorphous alloy casting material or the nanocrystalline alloy casting material may be formed using a pressure difference between the inside and the outside of the mold in a mold such as copper having high cooling ability. It may be prepared by using a suction method or a pressure method for injecting the molten metal into the mold.
  • a suction method or a pressure method for injecting the molten metal into the mold For example, in the case of a copper mold casting method, a molten metal containing three or more metal elements having an amorphous forming ability is prepared, and the molten metal is pressed or sucked and injected into the copper mold at a high speed through a nozzle to rapidly solidify it. Alloy casting material or nanocrystalline alloy casting material can be produced.
  • the finally crystallized alloy is adjusted so that the grain size of the alloy is in the above-described range.
  • FIG. 1 is a view illustrating a concept of implementing a crystalline alloy by applying heat treatment to an amorphous alloy and / or a nanocrystalline alloy in a method of manufacturing a crystalline alloy according to embodiments of the present invention.
  • the sintering and / or heat treatment of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy may include preparing a plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys including a metal element having an amorphous forming ability; The plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys in a temperature range of the glass transition temperature (Tg) or more than the crystallization start temperature (Tx) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy (ie, the temperature range of the subcooled liquid phase region ( ⁇ T)).
  • a first heat treatment step (1) zone held under a predetermined pressure, for example, under a pressure of several tens of MPa to several hundred MPa for a predetermined time; And a plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys under a predetermined pressure in a temperature range of 0.7 times to 0.9 times the melting temperature (Tm) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy, for example, a pressure of several tens of MPa to several hundred MPa.
  • Tm melting temperature
  • a second heat treatment step 4 zone maintained for a predetermined time.
  • the first heat treatment step (1 zone) may be performed, for example, while maintaining a constant temperature in the temperature range of the glass transition temperature (Tg) or more than the crystallization start temperature (Tx) or less.
  • the first heat treatment step (1 zone) may be performed at a variable temperature in the temperature range of the glass transition temperature (Tg) or more than the crystallization start temperature (Tx).
  • the second heat treatment step (4 zone) may be carried out while maintaining a constant temperature in the temperature range of 0.7 times to 0.9 times the melting temperature (Tm) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy.
  • the second heat treatment step (Zone) may be performed at a variable temperature in the temperature range of 0.7 times to 0.9 times the melting temperature (Tm) of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy.
  • sintering under a pressure of several tens of MPa to several hundred MPa for example, at a pressure of 20 MPa And / or the heat treatment can proceed, the advantageous effect of not having to use high pressure equipment.
  • the present inventors have confirmed that sintering and / or heat treatment is possible even if the first heat treatment step and / or the second heat treatment step are performed under a pressure having a range of 10 MPa to 50 MPa.
  • the first heat treatment step (1 zone) includes controlling the porosity between the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys to 1% or less.
  • the second heat treatment step (4 zone) includes a step in which the porosity between the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys is controlled to 0.1% or less, and the plurality of amorphous stacking layers are extinguished by mutual diffusion.
  • Three amorphous alloys or nanocrystalline alloys are crystallized such that the average grain size is in the range of 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m.
  • the sintering and / or heat treatment process of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy is a step of raising the temperature of the plurality of amorphous alloys or nanocrystalline alloys between the first heat treatment step and the second heat treatment step (section 2, 3 zone); It further includes.
  • the first temperature raising step (Section 2) is performed in a temperature range immediately above the crystallization start temperature (Tx) of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy
  • the second temperature raising step (Section 3) is performed of the amorphous alloy or the nanocrystalline alloy. It comprises the step carried out in the temperature range of 0.6 times or less of the melting temperature (Tm).
  • the above-described sintering and / or heat treatment process of the amorphous alloy or nanocrystalline alloy is the first shrinkage in the ⁇ T section and the secondary in the temperature section of 0.7 Tm or more and 0.9 Tm or less (Tm is the melting temperature of the amorphous alloy) It can be configured to go through two stages of contraction.
  • Tm is the melting temperature of the amorphous alloy
  • the primary shrinkage an amorphous state having a porosity of 1% or less is realized, and a crystalline state having a porosity of 0.1% or less is realized by a secondary shrinkage.
  • This multi-step sintering and / or heat treatment process can be applied to the amorphous foils described above as well as to any amorphous solids (amorphous powders, nanocrystalline powders, amorphous rods, amorphous foils).
  • the plurality of amorphous alloys may be sintered in the superplastic section to realize a sintering density of 99% or more.
  • the bonding force due to the interdiffusion between the foil or powder particles may have a problem of falling.
  • in order to secure the sintering and bonding force in the superplastic section using the amorphous powder requires a high load of 700 MPa or more has a disadvantage that the manufacturing cost increases significantly.
  • the present inventors introduced the two-step heat treatment process of the first heat treatment step (zone 1) and the second heat treatment step (zone 4) to secure grain control technology through superplasticity and crystallization behavior of the amorphous alloy, thereby achieving high toughness and high heat resistance.
  • Eggplant provides a crystalline alloy manufacturing method.
  • cracks occurred in the alloys that went through the first temperature raising step (Section 2) and the second temperature raising step (3 Zone), which are intermediate stages of the heat treatment, and were caused by mutual diffusion between a plurality of amorphous alloys in the form of powder or foil. It is understood that the binding force is still low.
  • an amorphous alloy may be heat treated at a relatively low cost, or a plurality of amorphous alloys may be heat treated simultaneously with sintering / bonding, and a crystalline alloy having greatly improved thermal / mechanical stability may be realized.
  • the inventor proposes a composition range of the alloy that can implement the target for sputtering by the above-described heat treatment method.
  • Table 1 and Table 2 show the composition and amorphous formability, average grain size, glass transition temperature (Tg) and crystallization start temperature (Tx) of the target for sputtering according to some embodiments of the present invention.
  • Example 30 Zr 62 Al 8 Co 26 Cu 4 0.5 1.21 425.42 449.97
  • Example 31 Zr 62.5 Al 8 Co 23 Ni 4 Cu 2.5 0.5 0.99 426.53 448.17
  • Example 32 Zr 69.9 Al 3 Co 5 Fe 3 Cu 19.1 0.5 0.62 360.07 397.84
  • Example 33 Zr 70 Al 9 Co 11 Cu 10 One 0.48 376.4 415.75
  • Example 34 Zr 70.2 Al 2 Ni 6 Cu 11.8 One 0.84 354.68 390.67
  • Example 35 Zr 70.3 Al 8 Co 10 Cu 11.7 0.5 0.51 372.11 411.21
  • Example 36 Zr 70.6 Al 8 Co 11 Cu 10.4 One 0.56 340.95 409.76
  • Example 37 Zr 70.9 Al 3 Co 7 Fe 2 Cu 17.1 0.5 0.72 357.05
  • Example 38 Zr 71 Al 3 Co 7 Fe 3 Cu 16 0.5 0.69 341.79 392.97
  • the composition of the target for sputtering according to some embodiments (Examples 1 to 29) of the present invention Zr is 58 atomic% to 78 atomic%; Cu is 4 atomic% to 26 atomic%; At least one selected from Fe, Ni and Co is 4 atomic% to 20 atomic%. According to the above composition, the composition of the sputtering target according to some embodiments (Examples 1 to 29) of the present invention does not contain aluminum (Al).
  • Zr is 62 atomic% to 76 atomic%
  • Al is 10 atomic% or less (greater than 0 atomic%)
  • Cu is 2 atomic% to 20 atomic%
  • At least one selected from Fe, Ni and Co is 6 atomic% to 27 atomic%.
  • Amorphous forming ability means a relative measure of how much an alloy of a specific composition can be easily amorphous to a certain cooling rate.
  • a relatively slow casting method for example, copper mold casting method
  • Rapid solidification methods such as melt spinning, in which molten alloys are dropped onto a rotating copper roll and solidified with ribbons or wire rods, can achieve a maximum cooling rate of 10 4 K / sec to 10 6 K / sec.
  • the composition range can be expanded. Therefore, the evaluation of how much amorphous formation ability a specific composition has in general is characterized by a relative value depending on the cooling rate of a given rapid cooling process.
  • This amorphous forming ability depends on the alloy composition and cooling rate, and in general, the cooling rate is inversely proportional to the casting thickness ([cooling rate] ⁇ [cast thickness] -2 ), so the critical thickness of the casting material which can obtain amorphous during casting is evaluated.
  • the amorphous forming ability can be relatively quantified.
  • the critical casting thickness diameter in the case of rod shape
  • the ribbon is formed by melt spinning, it may be indicated by the critical thickness of the ribbon on which amorphous is formed.
  • an alloy having an amorphous forming ability means that an amorphous ribbon is obtained at a casting thickness in a range of 20 ⁇ m to 100 ⁇ m when the molten alloy of the alloy is cast at a cooling rate in a range of 10 4 K / sec to 10 6 K / sec. It means an alloy that can.
  • the alloy constituting the target for sputtering according to some embodiments (Examples 1 to 46) of the present invention has an amorphous forming ability.
  • the unit of amorphous forming ability shown in Table 1 and Table 2 is mm.
  • the amorphous forming ability of the alloy having the composition according to Example 3 is less than 0.5 mm
  • the amorphous forming ability of the alloy having the composition according to Example 30 is 0.5 mm.
  • an alloy constituting a target for sputtering has a grain size of the alloy of 5 ⁇ m or less, for example, in the range of 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m, strictly 0.3 ⁇ m to It may have a range of 2.5 ⁇ m.
  • Figure 2 is a photograph of the Vickers indenter test results for the crystalline alloy having a composition disclosed in the embodiments of the present invention according to Table 1 and Table 2
  • Figure 3 is an embodiment of the present invention according to Table 1 and This is the result of observing the microstructure of the crystalline alloy having the composition disclosed in the.
  • 4A and 4B are photographs of a target surface after sputtering of a target for sputtering according to some embodiments of the present invention.
  • 4a and 4b (a) is a photograph of the sputtering target having a composition of Example 27 of Table 1
  • (b) is a photograph of observing the sputtering target having the composition of Example 46 of Table 2
  • (c) is the photograph which observed the sputtering target which has a composition of Example 8 of Table 1.
  • a crystalline alloy target prepared by sintering an amorphous alloy powder by the heat treatment method shown in FIG. 1 is mounted on an actual sputtering apparatus, and a very smooth surface even after sputtering by applying a 300W DC plasma power source. It can be seen that it has a large change in the alloy structure before and after sputtering was confirmed. From this, it can be seen that the crystalline alloy target according to the embodiment of the present invention shows excellent thermal / mechanical stability without any change in the alloy structure even when the temperature increases during sputtering.
  • the nitride film formed by the sputtering process using the alloy target for sputtering according to the technical idea of the present invention may be referred to as a nanostructure film, a nano nitride film containing nitrogen, or a nanostructured composite film.
  • an amorphous film formed by a sputtering process using an alloy target for sputtering according to the technical idea of the present invention may be referred to as an amorphous alloy film hereinafter.
  • the thin film When the thin film is formed on the base material by reactive sputtering using the alloy target, the thin film may have a nanostructured composite thin film.
  • a gas containing nitrogen gas (N 2 ) or nitrogen (N) as a reactive gas, for example, NH 3 a reactive gas
  • Zr may react with nitrogen to form Zr nitride.
  • Other elements may be dissolved in Zr nitride or present in the metal phase.
  • the nanostructured composite thin film has fine grains corresponding to grain sizes ranging from 5 nm to 30 nm, strictly ranging from 5 nm to 10 nm, in which a nitride phase of the metal and one or more metal phases are mixed with each other. It may refer to a thin film having a.
  • the nitride phase of the metal may be, for example, Zr as a member of the nitride.
  • the nanostructured composite film shows a crystal structure of Zr nitride, and other metal elements may be dissolved in Zr nitride in the form of nitride.
  • Zr nitride includes ZrN or Zr 2 N.
  • the metal phase may include a metal element having a lower nitride forming ability than a metal element constituting the nitride, for example, may include Co.
  • the nitride phase of the metal has a nanocrystalline structure composed of grains ranging in size from several tens of nanometers.
  • the metal phase may be distributed in a small amount at such nano grain boundaries.
  • the metal phase is distributed in several atomic units and may exist in a form that does not have a special crystal structure.
  • such a metal phase is not uniformly distributed in a specific region but uniformly distributed throughout the thin film.
  • the thin film when the thin film is formed on the base material by non-reactive sputtering using the alloy target according to the embodiments of the present invention, the thin film may be an amorphous alloy film.
  • Non-reactive sputtering herein refers to sputtering that sputtering is performed only with an inert gas, for example, a gas such as argon, without introducing a gas that is intentionally reactive with the material constituting the alloy target into the sputtering apparatus.
  • the alloy target according to embodiments of the present invention has an amorphous forming ability, and thus may exhibit an amorphous alloy structure in a process of forming a solid phase at a high cooling rate such as sputtering.
  • the amorphous alloy film formed may have a composition close to that of the alloy target used for sputtering.
  • the amorphous alloy has substantially no specific crystal structure, and the X-ray diffraction pattern does not show a sharp peak at a specific Bragg angle, but a broad peak at a wide angle range. It can mean a metal alloy body having an observed phase.
  • the present inventors have experimentally confirmed that even if a small amount of nitrogen is contained in the argon atmosphere of the non-reactive sputtering process (for example, Ar: 45sccm, N 2 : 4sccm), an amorphous alloy film may be formed.
  • a small amount of nitrogen crystalline ZrN is not produced and it is determined that nitrogen is dissolved in the amorphous alloy film.
  • the amorphous film formed by sputtering in an argon atmosphere containing a small amount of nitrogen maintains a metallic color and has a property of increasing hardness and resistance than a general amorphous film, and thus may be applied to decorative and / or radio wave coating.
  • Table 3 shows the results of evaluating the characteristics of the amorphous film formed from the alloy target for sputtering according to the embodiments of the present invention.
  • 5 and 6 illustrate X-ray diffraction patterns of a thin film formed by a sputtering process using a sputtering target (see Table 3) according to some embodiments of the present invention.
  • the non-reactive sputtering was performed by mounting a crystalline alloy target (Zr 65 Ni 5 Co 5 Fe 5 Cu 20 ) according to Example 8 to a sputtering apparatus and applying 840W DC plasma power while supplying 50sccm argon for 30 minutes.
  • a crystalline alloy target Zr 65 Ni 5 Co 5 Fe 5 Cu 20
  • 840W DC plasma power while supplying 50sccm argon for 30 minutes.
  • FIG. 6 is an X-ray diffraction analysis result of a thin film formed under various conditions using the alloy target for sputtering according to Example 27 of Table 3. Specifically, (a) of FIG. 6 is a result of analyzing a thin film formed by performing a sputtering process only in the atmosphere of argon gas with respect to the target, and (b) to (e) of FIG. 6 are 45sccm with respect to the target. This is a result of analyzing a thin film formed by performing a sputtering process while increasing the flow rate of argon gas and nitrogen gas having a flow rate of.
  • an amorphous alloy film may be formed in an argon atmosphere of a non-reactive sputtering process.
  • argon of a non-reactive sputtering process may be used. It was confirmed that even if a small amount of nitrogen was contained in the atmosphere (eg, Ar: 45sccm, N 2 : 4sccm), an amorphous alloy film could be formed. In the case of a small amount of nitrogen, it is determined that ZrN is not produced in the crystalline and that nitrogen is dissolved in the amorphous alloy film.
  • the amorphous film formed by sputtering in an argon atmosphere containing a small amount of nitrogen maintains a metallic color and has a property of increasing hardness and resistance than a general amorphous film, and thus may be applied to decorative and / or radio wave coating.
  • the ZrN phase was observed to confirm that the nitride thin film was formed.
  • Table 4 is an energy spectroscopy (EDS) analysis result showing the content of the composition for the amorphous thin film implemented by the sputtering process using the sputtering target of Example 46 shown in Table 3.
  • EDS energy spectroscopy
  • Table 5 shows the results of evaluating the properties of the nano-nitride film formed from the alloy target for sputtering according to the embodiments of the present invention. Using the same sputtering alloy target shown in Table 4, it can be seen that the nano-nitride film can be formed instead of the amorphous film according to the sputtering conditions.
  • FIG. 7 shows an X-ray diffraction pattern of a thin film formed by a sputtering process using a sputtering target (Example 46, Zr 75.1 Al 4 Co 11 Cu 9.9 ) according to an embodiment of the present invention.
  • reactive sputtering was performed by applying a 1520 W DC plasma power supply while supplying argon and nitrogen at a mixing ratio of 6: 4 at a pressure of 0.8 mtorr, resulting in a hardness of 23.54 GPa and a hardness of 230.54 GPa.
  • a thin film having an elastic modulus is implemented, and it is confirmed that the amorphous thin film and the nitride thin film are mixed by confirming that the position of the pick moves in the ZrN (200) direction.
  • reactive sputtering was performed by applying a 1520 W DC plasma power supply while supplying argon and nitrogen at a mixing ratio of 6: 5 at a pressure of 0.8 mtorr, resulting in a hardness of 28.97 GPa and 269.21 GPa.
  • a nitride thin film having an elastic modulus was implemented.
  • reactive sputtering was performed by applying a 1520 W DC plasma power supply with argon and nitrogen at a mixing ratio of 6: 6 at a pressure of 0.8 mtorr, resulting in a hardness of 33.06 GPa and a density of 328.36 GPa.
  • a nitride thin film having an elastic modulus was implemented.
  • 8A, 8B, 8C, 9A, 9B, 9C, 9D, and 9E are lubrication friction test results of the nanostructured composite thin film according to some embodiments of the present invention.
  • FIG. 8A to 8C illustrate a sputtering target sputtered onto a top surface of a tappet, which is an automotive engine part, by applying a 1520W DC plasma power supply with argon and nitrogen at a mixing ratio of 6: 6 using a sputtering target having a composition of Example 46 at a pressure of 0.8 mtorr.
  • Friction test results of the coating layer As a comparative material, friction characteristics were compared using DLC coated parts and uncoated tappets. In order to confirm the durability of the nitride thin film, a bearing ball with a diameter of 10 mm was used as a counterpart, and the pressure load was tested at 200N.
  • the nitride thin film formed by using the target according to the embodiment of the present invention has been found to be consistently reduced friction coefficient and compared to the friction coefficient of the comparative material DLC (Fig. 8b) and uncoated parts (Fig. 8a) after 6 hours is 0.07 In the case of the nitride thin film (FIG. 8C), it was confirmed that the friction reducing effect was large at 0.04.
  • FIG. 9E is a friction test result of a coating layer reactive sputtered on a piston ring surface of an automobile engine part using a sputtering target of Example 27 composition, and a ring-liner friction test result of a nitride thin film of Example 27 coated on an upper surface of a piston ring.
  • FIG. to be Nitriding treatment specimens (Fig. 9a), Si-DLC coating specimens (Fig. 9b), CrN coating specimens (Fig. 9c), and Ta-C coating specimens (Fig. 9d), which are currently applied by automobile parts companies, were used as comparative materials. .
  • the friction coefficient of 0.1 or more was observed after the 1 hour friction test for the existing coating specimens, but the friction coefficient of 0.04 level was measured for the nitride thin film, which showed that the friction coefficient was significantly lower than that of the conventional coating products.
  • the nanostructured composite thin film formed from a sputtering target having a composition of the embodiments shown in Tables 2 and 3 may have a high diameter.
  • it showed excellent adhesion and at the same time exhibited a remarkably superior low friction property.
  • the temperature of the contact portion is known to rise to a temperature high enough to cause reaction between the solids or the reaction between the solid and the oil component. It is believed that this reaction occurs at, so that shear deformation is easy and thus an easy shear boundary film with favorable properties for lubrication properties is produced and these are advantageous for frictional properties.
  • Nanostructured composite thin film according to an embodiment of the present invention can be used in the production of low friction characteristics member for improving the friction characteristics of various mechanical parts.
  • an engine component for a vehicle such as an automobile
  • it is applied to a tappet, a piston ring, a piston pin, a cam cap, a journal metal bearing, an injector component, and the like, thereby reducing friction and wear in the engine driving process, thereby contributing to fuel efficiency.
  • it is applied to gears of a transmission or a power transmission device or applied to various molds, sliding bearings, cutting tools, and the like, thereby contributing to the improvement of mechanical and chemical properties of parts.

Abstract

본 발명은 비정질 형성능을 가지면서도 열적 안정성이 비정질에 비해 현저하게 우수한 결정질 합금의 제조방법 및 이를 위한 비정질 합금의 열처리 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 비정질 형성능을 가지는 금속원소를 포함하는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 1 차 수축하는 단계; 및 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 2 차 수축하는 단계;를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법을 제공한다.

Description

결정질 합금 및 그 제조방법
본 발명은 결정질 합금 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 비정질 형성능을 가지는 금속원소를 포함하는 비정질 합금의 열처리를 포함하는 결정질 합금의 제조방법과 이에 의한 결정질 합금에 관한 것이다.
스퍼터링 공정은 음의 전압이 인가된 타겟에 아르곤 이온 등을 고속으로 충돌시켜 타겟원자를 이탈시켜 모재에 공급함으로써 모재의 표면에 박막을 형성하는 기술을 말한다. 이러한 스퍼터링 공정은 반도체 제조공정분야, MEMS 등과 같은 미세소자의 제조에는 물론 각종 공구, 금형, 자동차용 부품의 내마모 향상 등을 위한 코팅형성 분야에도 이용되고 있다.
스퍼터링을 이용하여 비정질상 박막 혹은 비정질상을 포함하는 나노복합박막을 제조할 경우, 비정질로 이루어진 타겟을 이용할 수 있다. 이러한 비정질 타겟은 비정질 형성능이 높은 다원계 금속합금으로 이루어 질 수 있으며, 이러한 비정질 타겟으로부터 이탈된 이종의 금속원소들은 모재 표면 위에 비정질상을 가지는 합금박막을 형성할 수 있다.
그러나 공업적으로 이용되고 있는 스퍼터링 타겟크기의 벌크비정질을 제조할 수 있는 정도의 형성능을 갖는 비정질 합금계는 보고되지 않고 있으며, 이를 해결하기 위해 비정질 분말을 제조한 후 600MPa 이상의 고압을 인가함으로써 벌크화 하는 기술이 시도되고 있다.
한편, 고압하에서 제조된 고밀도의 비정질 타겟일지라도 스퍼터링 과정에서 이온의 충돌로 인해 온도가 증가되며, 이러한 온도 증가로 인해 타겟의 표면 근처의 조직이 변화될 수 있다. 즉, 열적으로 불안정한 비정질상의 특성상, 타겟의 온도가 증가될 경우 타겟 표면에서 국부적인 결정화가 진행될 수 있다. 이러한 국부적인 결정화는 타겟의 부피변화 및 구조완화를 일으킬 수 있으며, 이로 인해 타겟의 취성이 증가되어 스퍼터링 공정 중에 타겟이 쉽게 파괴되는 결과를 초래할 수 있다. 공정 중에 타겟이 파괴 될 경우 제품생산에 치명적인 문제를 일으키게 되며, 따라서 스퍼터링 공정 중에 이러한 파괴가 일어나지 않은 안정적인 타겟을 확보하는 것이 매우 중요하다.
본 발명은 상기와 같은 문제점을 포함하여 여러 문제점들을 해결하기 위한 것으로서, 비정질 형성능을 가지면서도 열적 안정성이 비정질에 비해 현저하게 우수하면서도 고압의 소결장치를 사용하지 않아 공업적, 경제적 활용성이 우수하고 실용화가 용이한 결정질 합금 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 비정질 형성능을 가지는 금속원소를 포함하는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 복수개로 준비하는 단계; 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 1 차 수축하는 단계; 및 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 2 차 수축하는 단계;를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법을 제공한다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어질 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어질 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법의 상기 제 1 차 수축하는 단계; 및 상기 제 2 차 수축하는 단계;에서, 상기 가압은 10 MPa 내지 50MPa 의 범위를 가지는 압력 하에서 수행될 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법은 상기 제 1 차 수축하는 단계와 상기 제 2 차 수축하는 단계 사이에, 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 승온시키는 단계;를 더 포함할 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 제 1 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 1% 이하로 제어되는 단계를 포함할 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 제 2 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 0.1% 이하로 제어되는 단계를 포함할 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 제 2 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 결정립 평균크기가 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위에 있도록 결정화하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 결정질 합금의 제조방법에서, 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 포일, 분말, 괴 및 로드(rod)로 이루어진 군에서 선택된 적어도 어느 하나의 형태를 가질 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 의한 결정질 합금은 상술한 제조방법으로 구현되며, Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진다.
본 발명의 또 다른 관점에 의한 결정질 합금은 상술한 제조방법으로 구현되며, Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진다.
본 발명의 또 다른 관점에 의한 스퍼터링용 타겟은 상술한 제조방법으로 구현되며, Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진다.
본 발명의 또 다른 관점에 의한 스퍼터링용 타겟은 상술한 제조방법으로 구현되며, Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진다.
본 발명의 실시예들을 따를 경우, 상대적으로 낮은 비용으로 열적/기계적 안정성이 크게 향상된 결정질 합금을 구현할 수 있다. 또한, 타겟의 열적/기계적 안정성이 크게 향상되어 스퍼터링 과정 중에 타겟이 갑작스럽게 파괴되는 현상이 일어나지 않아 안정적으로 스퍼터링 공정을 수행할 수 있다. 또한 매우 균일한 미세조직을 가지게 되므로 타겟을 구성하는 다성분의 스퍼터링율(sputtering yield) 차이에 기인한 타겟조성과 박막조성간의 조성 편차를 근소하게 하는 효과가 있으며, 박막의 두께에 따른 조성균일성을 확보할 수 있는 효과가 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에들에 따른 결정질 합금의 제조방법에서 비정질 합금 및/또는 나노결정질 합금에 대하여 열처리를 가하여 결정질 합금을 구현하는 개념을 도해하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예들에서 개시된 조성을 가지는 결정질 합금에 대하여 비커스 압입자 시험결과를 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예들에서 개시된 조성을 가지는 결정질 합금에 대하여 미세조직을 관찰한 결과이다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟의 스퍼터링 후 타겟 표면을 관찰한 사진들이다.
도 5 및 도 6은 본 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 비정질 박막 및 질화물 박막에 대한 X선 회절 패턴을 나타낸 것이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 스퍼터링용 타겟(실시예46, Zr75.1Al4Co11Cu9.9)을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 박막에 대한 X선 회절 패턴을 나타낸 것이다.
도 8a, 도 8b, 도 8c, 도 9a, 도 9b, 도 9c, 도 9d 및 도 9e는 본 발명의 일부 실시예들를 따르는 나노구조 복합박막의 윤활 마찰 시험 결과이다.
이하, 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명하면 다음과 같다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있는 것으로, 이하의 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 또한 설명의 편의를 위하여 도면에서는 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다.
본 명세서에서 언급하는 막은 막의 두께에 따라 박막으로도 명명될 수 있다. 예를 들어, 질화물막은 경우에 따라서는 질화물 박막으로 명명될 수 있으며, 비정질막은 경우에 따라서는 비정질 박막으로 명명될 수도 있다.
본 발명을 따르는 결정질 합금은 비정질 형성능(glass forming ability)을 가지는 3 이상의 금속원소로 이루어진 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 그 비정질합금 또는 나노결정질 합금의 결정화 개시온도(Tx) 이상 용융온도(Tm) 미만의 온도범위에서 가열함으로써 구현할 수 있다. 이러한 비정질 합금의 경우에는 가열과정에서 결정화가 일어난 후 결정립 성장과정을 거치게 되며, 나노결정질 합금의 경우에는 나노결정립의 성장이 일어나게 된다. 이때 가열 조건은 결정질 합금의 결정립평균크기가 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위, 엄격하게는 0.3㎛ 내지 2.5㎛의 범위를 갖도록 제어될 수 있다.
본 발명에서 결정화 개시온도란 비정질 상태에 있던 합금이 결정화가 시작되는 온도로서 특정한 합금조성에 따라 고유의 값을 갖는다. 따라서 나노결정질 합금의 결정화 개시온도는 상기 나노결정질 합금과 동일한 조성을 가지는 비정질 합금이 결정화가 되기 시작한 온도로 정의될 수 있다.상기 비정질 합금은 실질적으로 특정한 결정구조를 가지지 않으며 X-선 회절패턴이 특정한 브래그각도에서 뚜렷한 결정 피크(sharp peak)를 보이지 않고 넓은 각도 범위에서 브로드 피크(broad peak)가 관찰되는 상을 가진 금속합금체를 의미할 수 있다. 또한 상기 나노결정질 합금은 결정립의 평균크기가 100nm 미만인 금속합금체를 의미할 수 있다.
본 발명을 따르는 비정질 형성능을 가지는 합금은, 예를 들어, 3원소 이상의 다성분으로 구성되며, 주 원소간의 원자반경의 차이가 12%이상으로 크고, 주 원소간의 혼합열(heat of mixing)이 음의 값을 갖는 특징을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예를 따르는 비정질 형성능을 가지는 3 이상의 금속원소로 이루어진 합금은 Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어질 수 있다.
본 발명의 다른 실시예를 따르는 비정질 형성능을 가지는 3 이상의 금속원소로 이루어진 합금은 Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어질 수 있다.
이러한 본 발명을 따르는 결정질 합금은 동일조성의 비정질 합금에 비해 매우 우수한 열적 안정성을 가진다. 즉, 비정질 합금의 경우 열적 불안정성으로 인해 외부에서 전달된 열에너지에 의해 국부적으로 부분 결정화가 일어나면서 나노결정질이 국부적으로 형성된다. 이러한 국부적인 결정화는 비정질 합금의 구조완화 현상에 의해 취약해지며 파괴인성이 감소하게 된다.
그러나 본 발명을 따르는 결정질 합금과 같이 비정질 합금 또는 나노결정질 합금으로부터 결정화 및/또는 결정립성장을 통해 그 결정립 크기가 제어된 합금은 외부에서 열이 가해지더라도 미세조직의 큰 변화를 보이지 않으며, 따라서 종래의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금이 가지는 열적, 기계적 불안전성에 기인한 파괴가 나타나지 않는다.
이러한 본 발명의 실시예들을 따르는 결정질 합금은 열적 안정성이 필요한 분야에 성공적으로 적용될 수 있으며, 일 예로서 스퍼터링용 타겟에 적용될 수 있다.
스퍼터링을 통해 비정질 박막 또는 나노구조 복합박막을 형성하기 위하여 비정질 형성능을 가진 복수의 금속원소로 이루어진 비정질 합금타겟이 이용될 수 있다. 스퍼터링 타겟의 경우 공정 중에 플라즈마로부터 가속되는 이온이 계속 충돌하게 되며, 이로 인해 스퍼터링 타겟은 공정 중에 필연적으로 온도가 상승하게 된다. 스퍼터링 타겟이 비정질로 이루어진 경우, 스퍼터링 과정 중에 온도상승에 따른 타겟 표면에서의 국부적 결정화가 진행될 수 있으며, 이러한 국부적 결정화는 타겟의 취성을 증가시켜 스퍼터링 공정 중에 타겟이 쉽게 파괴되는 결과를 초래할 수 있다.
또한 주조법에 의해 제조된 스퍼터링 타겟에서는 i) 합금계의 평형응고조직이 취성이 강한 금속간 화합물로 구성되어 있어 매우 취약하며, ii) 구성상의 결정립크기가 매우 크기 때문에 스퍼터링시 조성의 불균일성이 크다는 문제점을 가진다.
반면, 본 발명에 의한 결정질 합금은 열처리에 의해 제어된 특정한 크기범위를 가지는 결정립이 균일하게 분포하는 미세조직을 가지므로 열적/기계적 안정성이 크게 향상되어 스퍼터링 중에 발생되는 타겟의 온도상승에도 국부적인 조직의 변화가 나타나지 않으며, 따라서 상술한 것과 같은 기계적 불안정성이 나타나지 않는다. 따라서 본 발명의 결정질 합금타겟의 경우에는 스퍼터링을 이용하여 비정질 박막 또는 나노구조 복합박막을 안정적으로 형성하는데 이용될 수 있다.
이하에서는 본 발명의 결정질 합금을 이용하여 스퍼터링용 합금타겟을 제조하는 방법에 대해 예시적으로 설명한다.
본 발명의 결정질 합금을 이용한 스퍼터링용 합금은 상술한 비정질 합금 또는 나노결정질 합금이 실제 사용되는 스퍼터링 타겟과 유사한 크기 및 형상으로 주조된 것일 수 있으며, 이렇게 주조된 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 열처리 즉, 어닐링(annealing)을 통해 결정화 내지는 결정립을 성장시킴으로써 결정질 합금타겟을 제조할 수 있다.
또 다른 방법으로는 상술한 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 복수개로 준비하고, 이러한 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 열가압하여 서로 결합시킴으로써 스퍼터링 타겟을 제조할 수 있다. 상기 열가압을 수행하는 동안 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 소성변형이 일어날 수 있다. 이때 상기 어닐링처리 또는 열가압은 비정질 합금의 유리천이온도(Tg)이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도에서 1차 소결이 진행되고, 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 결정화 개시온도 이상 용융온도 미만의 온도범위에서 2차 소결 및 결정립성장이 수행된다. 결정화 개시온도는 특정 조성을 가지는 합금이 비정질 상태에서 결정질 상태로 상천이가 시작되는 온도로서 정의된다.
복수개로 준비되는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 예를 들어, 비정질 합금분말 또는 나노결정질 합금분말일 수 있다. 이러한 합금분말들의 응집체를 소결금형에서 가압소결하여 결합시킴으로써 실제 타겟과 근사한 형상과 크기로 제조할 수 있다. 이 경우 가압소결은 비정질 합금의 유리천이온도(Tg)이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도에서 1차 소결이 진행되고, 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 결정화 개시온도 이상 용융온도 미만의 온도범위에서 2차 소결 및 결정립성장이 수행된다. 가열하는 과정 중에 비정질 합금분말의 응집체 또는 나노결정질 합금분말의 응집체는 서로 확산에 의해 결합되면서 결정화 및/또는 결정립성장이 일어나게 된다. 이때 결정화 또는 결정립성장은 결정립의 크기가 특정한 범위를 갖게 되도록 시간 및/또는 온도 등이 제어된다. 따라서 최종적으로 결정화 또는 결정립 성장된 합금은 상기 합금의 결정립 크기가 5㎛ 이하, 예를 들어 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위, 엄격하게는 0.3㎛ 내지 2.5㎛ 범위를 가질 수 있다.
이때 상기 비정질 합금분말 또는 나노결정질 합금분말은 어토마이징법(automizing)에 의해 제조된 것일 수 있다. 구체적으로 비정질 형성능을 가지는 3 이상의 금속원소가 용해된 용탕을 준비하고 상기 용탕을 분출시키면서 아르곤 가스 등과 같은 불활성 가스를 상기 분출된 용탕에 분무함으로써 상기 용탕을 급냉시켜 합금분말을 형성하게 된다.다른 예로서 복수개로 준비되는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 포일 형태의 비정질 합금리본 및/또는 나노결정질 합금리본 일 수 있다. 이러한 리본들을 복수개로 적층한 후 합금리본이 가지는 조성에서의 결정화 개시온도 이상 용융온도 미만의 온도범위에서 열가압함으로써 타겟을 형성할 수 있다. 이 경우 가압처리 과정 중에 비정질 합금리본 적층체 및/또는 나노결정질 합금리본 적층체는 리본간의 상호확산에 의한 결합이 진행되면서 결정화 및/또는 결정립성장이 일어나게 된다. 한편 이러한 과정에서 적층된 합금리본 간의 적층계면은 상호확산에 의해 소멸될 수 있다.
이때 상기 비정질 합금리본 또는 나노결정질 합금리본은 멜트스피닝(melt spinning)과 같은 급속응고법(rapid solidification process)에 의해 제조된 것일 수 있다. 구체적으로 비정질 형성능을 가지는 3 이상의 금속원소가 용해된 용탕을 준비하고 상기 용탕을 고속으로 회전하는 롤 표면에 투입하여 급속응고시킴으로써 리본형상의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 제조할 수 있다.
또 다른 예로서, 복수개로 준비되는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 비정질 합금주조재 또는 나노결정질 합금주조재일 수 있다. 이때 비정질 합금주조재 또는 나노결정질 합금주조재는 봉상 또는 판상을 가질 수 있다. 이 경우 열가압처리 과정 중에 복수의 비정질 합금주조재가 적층된 적층체 또는 나노결정질 합금주조재가 적층된 적층체는 개별 합금주조재간의 상호확산에 의한 결합이 진행되면서, 결정화 및/또는 결정립성장이 일어나게 된다. 이때 합금주조재간의 계면은 상호확산에 의해 소멸될 수 있다.이때 상기 비정질 합금주조재 또는 나노결정질 합금주조재는 높은 냉각능을 갖는 구리 등과 같은 금형에 상기 금형 내부와 외부와의 압력차를 이용하여 상기 금형의 내부에 상기 용탕을 주입하는 흡입법 또는 가압법을 이용하여 제조된 것일 수 있다. 예를 들어 구리금형주조법에 의할 시 비정질 형성능을 가지는 3 이상의 금속원소가 용해된 용탕을 준비하고, 상기 용탕을 가압 또는 흡입시켜 노즐을 통해 고속으로 구리금형에 주입하여 급속응고시킴으로써 일정형상의 비정질 합금주조재 또는 나노결정질 합금주조재를 제조할 수 있다.
합금리본 혹은 합금주조재의 경우에도 합금분말에서와 마찬가지로 최종적으로 결정화된 합금은 상기 합금의 결정립 크기가 위에서 기술한 범위가 되도록 조절된다.
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해서 실시예를 제공한다. 다만, 하기의 실시예들은 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 아래의 실시예들에 의해서 한정되는 것은 아니다.
열처리 방법
도 1은 본 발명의 실시예에들에 따른 결정질 합금의 제조방법에서 비정질 합금 및/또는 나노결정질 합금에 대하여 열처리를 가하여 결정질 합금을 구현하는 개념을 도해하는 도면이다.먼저, 도 1을 참조하면, 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 소결 및/또는 열처리 과정은 비정질 형성능을 가지는 금속원소를 포함하는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 복수개로 준비하는 단계; 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위(즉, 과냉각액상영역(△T)의 온도범위)에서 소정의 압력 하에서, 예를 들어, 수십 MPa 내지 수백 MPa의 압력 하에서, 소정의 시간 동안 유지하는 제 1 열처리 단계(①구역); 및 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 소정의 압력 하에서, 예를 들어, 수십 MPa 내지 수백 MPa의 압력 하에서, 소정의 시간 동안 유지하는 제 2 열처리 단계(④구역);를 포함한다.
제 1 열처리 단계(①구역)는, 예를 들면, 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위에서 일정한 온도로 유지되면서 수행될 수 있다. 다른 예를 들면, 제 1 열처리 단계(①구역)는 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위에서 가변적인 온도로 수행될 수 있다.
제 2 열처리 단계(④구역), 예를 들면, 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 일정한 온도로 유지되면서 수행될 수 있다. 다른 예를 들면, 제 2 열처리 단계(④구역)는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 가변적인 온도로 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 종래기술에서와 같이 600 MPa과 같은 매우 높은 압력 하에서 소결 및/또는 열처리를 하지 않고, 수십 MPa 내지 수백 MPa의 압력 하에서, 예를 들어, 20 MPa의 압력 하에서 소결 및/열처리를 진행할 수 있으므로, 고압의 장비를 사용하지 않아도 되는 유리한 효과를 가진다. 본 발명자는, 상기 제 1 열처리 단계 및/또는 상기 제 2 열처리 단계가 10 MPa 내지 50MPa 의 범위를 가지는 압력 하에서 수행되어도 소결 및/또는 열처리가 가능함을 확인하였다.
상기 제 1 열처리 단계(①구역)는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 1% 이하로 제어되는 단계를 포함한다.
상기 제 2 열처리 단계(④구역)는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 0.1% 이하로 제어되면서 복수개의 비정질체간 적층계면은 상호확산에 의해 소멸되는 단계를 포함하며, 나아가, 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금이 결정립 평균크기가 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위에 있도록 결정화되는 단계를 포함한다.
한편, 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 소결 및/또는 열처리 과정은 상기 제 1 열처리 단계와 상기 제 2 열처리 단계 사이에 상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 승온시키는 단계(②구역, ③구역);를 더 포함한다. 제 1 승온 단계(②구역)는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 결정화 개시온도(Tx) 직상의 온도 범위에서 수행되는 단계를 포함하며, 제 2 승온 단계(③구역)는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.6 배 이하의 온도 범위에서 수행되는 단계를 포함한다.
요약하면, 상술한 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 소결 및/또는 열처리 과정은 △T 구간에서의 1차 수축과 0.7 Tm 이상 0.9 Tm 이하(Tm 은 비정질합금의 용융온도)의 온도 구간에서의 2차 수축의 두 단계를 거치도록 구성될 수 있다. 1차 수축에 의하여 소결체의 기공율은 1% 이하인 비정질 상태가 구현되며, 2차 수축에 의하여 소결체의 기공율은 0.1% 이하인 결정질 상태가 구현된다. 이러한 다단계의 소결 및/또는 열처리 공정은 상술한 비정질 포일 뿐만 아니라 모든 임의의 형태를 가지는 비정질 고체(비정질 분말, 나노결정화 분말, 비정질 로드, 비정질 포일)에 대하여 적용할 수 있다.
제 1 열처리 단계(①구역)를 거치면서 복수의 비정질 합금들은 초소성 구간에서 소결되어 99% 이상의 소결밀도를 구현할 수 있다. 다만, 포일 또는 분말 입자간의 상호확산에 의한 결합력은 떨어지는 문제점을 가질 수 있다. 일반적으로 비정질 분말을 이용하여 초소성 구간에서의 소결 및 결합력을 확보하기 위해서는 700 MPa 이상의 고하중이 필요하게 되어 제조비용이 크게 상승하는 단점이 있다. 본 발명자들은 제 1 열처리 단계(①구역)와 제 2 열처리 단계(④구역)의 2단계 열처리 공정을 도입함으로써 비정질 합금의 초소성 및 결정화 거동을 통한 결정립 제어기술을 확보하여 고인성 및 고내열성을 가지는 결정질 합금제조방법을 제공한다. 한편, 열처리 과정의 중간 단계인 제 1 승온 단계(②구역) 및 제 2 승온 단계(③구역)를 거친 합금에서는 크랙이 발생하였으며, 이는 분말이나 포일 형태의 복수의 비정질 합금들 간의 상호확산에 의한 결합력이 아직 낮기 때문인 것으로 이해된다.
본 발명에 의하면 상대적으로 낮은 비용으로 비정질 합금을 열처리 하거나, 복수개의 비정질 합금을 소결/접합과 동시에 열처리 할 수 있으며, 열적/기계적 안정성이 크게 향상된 결정질 합금을 구현할 수 있다.
결정질 타겟 합금 조성
한편, 본 발명자는 상술한 열처리 방법에 의하여 스퍼터링용 타겟을 구현할 수 있는 합금의 조성 범위를 제안한다.
표 1 및 표 2는 본 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟의 조성과 비정질 형성능, 평균결정립 크기, 유리천이온도(Tg) 및 결정화 개시온도(Tx)를 나타낸다.
실시예 조성 형성능 결정립크기(㎛) Tg(℃) Tx(℃)
실시예1 Zr58.9Ni7Co9Cu25.1 0.5 0.58 391.88 416.22
실시예2 Zr61.8Ni6Co7.5Cu24.7 0.5 0.54 380.82 403.19
실시예3 Zr61.8Co7.5Fe6Cu24.7 0.5↓ 0.72 386.66 409.98
실시예4 Zr62.4Ni6Co8.75Cu22.85 0.5 0.88 379.24 401.15
실시예5 Zr62.8Ni4Co5Fe4Cu24.2 0.5 0.77 363.97 406.4
실시예6 Zr62.9Ni6Co10.5Cu20.6 0.5 0.64 345.52 395.07
실시예7 Zr64.5Ni5Co5Fe5Cu20.5 0.5 0.88 380.22 402.23
실시예8 Zr65Ni5Co5Fe5Cu20 0.5 2.03 373.5 399.39
실시예9 Zr65.9Ni3Co10Cu21.1 1 0.69 367.22 389.73
실시예10 Zr67.5Ni5Co4Fe5Cu18.5 0.5↓ 0.75 356.79 392.29
실시예11 Zr68.5Co5Fe5Cu21.5 0.5 0.79 329.05 387.87
실시예12 Zr69.2Co7.5Fe3Cu20.3 0.5 0.77 352.07 384.73
실시예13 Zr69.6Ni4Co16Cu10.4 0.5↓ 0.68 344.25 384.85
실시예14 Zr69.86Co12Cu18.14 0.5↓ 0.54 360.12 377.34
실시예15 Zr70.1Ni1Co10Cu18.9 1 0.55 352.04 377.9
실시예16 Zr70.2Ni1Co11Cu17.8 0.5 2.13 349.29 377.67
실시예17 Zr70.4Ni3Co6Cu20.6 1 0.96 349.76 383.62
실시예18 Zr70.9Ni3Co4Cu22.1 0.5 0.87 338.74 366.44
실시예19 Zr71.1Ni3Co3Cu22.9 0.5 0.85 338.41 347.78
실시예20 Zr71.3Co7Fe2.4Cu19.3 0.5↓ 0.77 342.57 379.88
실시예21 Zr71.7Co7Fe5Cu16.3 0.5↓ 0.72 339.63 379.66
실시예22 Zr73.2Co11Cu15.8 0.5 0.58 356.8 379.4
실시예23 Zr73.6Ni2Co3Cu21.4 0.5↓ 0.74 335.35 359.94
실시예24 Zr73.75Co4.8Cu21.45 0.5 0.77 351.51 374.51
실시예25 Zr74.05Ni2Co4.8Cu19.15 0.5 0.63 331.9 348.54
실시예26 Zr74.8Ni6Co5.4Cu13.8 0.5 0.88 341.54 364.89
실시예27 Zr75.7Ni6Co8.6Cu9.7 0.5 0.83 335.77 349.06
실시예28 Zr76.35Ni6Co10.75Cu6.9 0.5↓ 0.74 344.41 398.41
실시예29 Zr77.1Ni3Co15.1Cu4.8 0.5↓ 0.77 348.51 394.21
실시예 조성 형성능 결정립크기(㎛) Tg(℃) Tx(℃)
실시예30 Zr62Al8Co26Cu4 0.5 1.21 425.42 449.97
실시예31 Zr62.5Al8Co23Ni4Cu2.5 0.5 0.99 426.53 448.17
실시예32 Zr69.9Al3Co5Fe3Cu19.1 0.5 0.62 360.07 397.84
실시예33 Zr70Al9Co11Cu10 1 0.48 376.4 415.75
실시예34 Zr70.2Al2Ni6Cu11.8 1 0.84 354.68 390.67
실시예35 Zr70.3Al8Co10Cu11.7 0.5 0.51 372.11 411.21
실시예36 Zr70.6Al8Co11Cu10.4 1 0.56 340.95 409.76
실시예37 Zr70.9Al3Co7Fe2Cu17.1 0.5 0.72 357.05 393.4
실시예38 Zr71Al3Co7Fe3Cu16 0.5 0.69 341.79 392.97
실시예39 Zr71.8Al3Co5Fe5Cu15.2 0.5 0.66 360.93 393.05
실시예40 Zr71.8Al8Co15.2Cu5 0.5 0.57 382.52 408.6
실시예41 Zr72.8Al5Co9Ni6Cu7.2 0.5 0.52 349.9 393.3
실시예42 Zr73.6Al5Co15Cu6.4 0.5 0.52 338.81 392.69
실시예43 Zr73.7Al3Co5Fe5Cu15.3 0.5 0.69 348.96 372.88
실시예44 Zr73.7Al10Co8.5Cu7.80 0.5 0.51 377.23 391.26
실시예45 Zr74.3Al4Co15.5Cu6.2 0.5 0.48 341.65 389.37
실시예46 Zr75.1Al4Co11Cu9.9 0.5 1.32 357.75 374.46
표 1을 참조하면, 본 발명의 일부 실시예들(실시예1 내지 실시예29)에 따른 스퍼터링용 타겟의 조성은, Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진다. 상기 조성에 의하면 본 발명의 일부 실시예들(실시예1 내지 실시예29)에 따른 스퍼터링용 타겟의 조성은 알루미늄(Al)을 함유하지 않는다.
표 2를 참조하면, 본 발명의 일부 실시예들(실시예30 내지 실시예46)에 따른 스퍼터링용 타겟의 조성은, Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진다.
비정질 형성능이란 특정조성의 합금이 어느 정도의 냉각속도까지 용이하게 비정질화가 될 수 있는지를 나타내는 상대적인 척도를 의미하다. 일반적으로 주조를 통해 비정질 합금을 형성하기 위해서는 일정 수준 이상의 높은 냉각속도를 필요로 하며, 응고속도가 상대적으로 느린 주조방법(예를 들어 구리금형주조법)으로 사용할 경우 비정질 형성 조성범위가 줄어들게 되는 반면, 회전하는 구리 롤에 용융합금을 떨어뜨려 리본이나 선재로 응고시키는 멜트스피닝(melt spinning)과 같은 급속응고법은 104 K/sec ~ 106 K/sec 이상의 극대화된 냉각속도를 얻을 수 있어서 비정질을 형성할 수 있는 조성범위가 확대되게 된다. 따라서 특정조성이 얼마정도의 비정질 형성능을 갖고 있는지에 대한 평가는 일반적으로 주어진 급속냉각공정의 냉각속도에 따라 상대적인 값을 나타내는 특징을 가진다.
이러한 비정질 형성능은 합금조성과 냉각속도에 의존적이며, 일반적으로 냉각속도는 주조 두께에 역비례([냉각속도]∝[주조두께]-2)하기 때문에 주조시 비정질을 얻을 수 있는 주조재의 임계두께를 평가함으로써 비정질 형성능을 상대적으로 정량화 할 수 있다. 예를 들어, 구리금형주조법에 의할 시, 비정질구조를 얻을 수 있는 주조재의 임계주조두께(봉상인 경우에는 지름)로 표시할 수 있다. 다른 예로서 멜트스피닝에 의해 리본 형성시, 비정질이 형성되는 리본의 임계두께로 표시할 수 있다.
본 발명에 있어서, 비정질 형성능을 가지는 합금의 의미는 상기 합금의 용탕을 104 K/sec ~ 106 K/sec 범위의 냉각속도로 주조시 20㎛ 내지 100㎛ 범위에 주조두께로 비정질리본을 얻을 수 있는 합금을 의미한다.
표 1 및 표 2를 참조하면, 본 발명의 일부 실시예들(실시예1 내지 실시예46)에 따른 스퍼터링용 타겟을 이루는 합금은 비정질 형성능을 가진다. 표 1 및 표 2에 나타난 비정질 형성능의 단위는 mm 이다. 예를 들어, 실시예3에 따른 조성을 가지는 합금의 비정질 형성능은 0.5 mm 미만이고, 실시예30에 따른 조성을 가지는 합금의 비정질 형성능은 0.5 mm 이다.
표 1 및 표 2를 참조하면, 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟을 이루는 합금은 상기 합금의 결정립 크기가 5㎛ 이하, 예를 들어 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위, 엄격하게는 0.3㎛ 내지 2.5㎛ 범위를 가질 수 있다.
도 2는 표 1 및 표 2에 따른 본 발명의 실시예들에서 개시된 조성을 가지는 결정질 합금에 대하여 비커스 압입자시험 결과를 관찰한 사진이고, 도 3은 표 1 및 표 2에 따른 본 발명의 실시예들에서 개시된 조성을 가지는 결정질 합금에 대하여 미세조직을 관찰한 결과이다.
도 2 및 도 3을 참조하면, 표 1 및 표 2에 따른 본 발명의 실시예들에서 개시된 조성을 가지는 결정질 합금에 대하여 크랙발생 테스트시 크랙발생이 관찰되지 않았음을 확인하였고, 전자현미경으로 미세조직을 관찰한 결과 1㎛ 이하의 결정립이 균일하게 분포하는 결정질 조직을 가지는 것을 확인하였다.
도 4a 및 도 4b는 본 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟의 스퍼터링 후 타겟 표면을 관찰한 사진들이다. 도 4a 및 도 4b에 도시된 (a)는 표 1의 실시예27의 조성을 가지는 스퍼터링 타겟을 관찰한 사진이고, (b)는 표 2의 실시예46의 조성을 가지는 스퍼터링 타겟을 관찰한 사진이고, (c)는 표 1의 실시예8의 조성을 가지는 스퍼터링 타겟을 관찰한 사진이다.
도 4a 및 도 4b를 참조하면, 비정질 합금분말을 도 1에 도시된 열처리 방법으로 소결하여 제조한 결정질 합금타겟을 실제 스퍼터링 장치에 장착하고 300W DC 플라즈마 전원을 인가하여 스퍼터링을 수행한 이후에도 매우 매끈한 표면을 가지고 있음을 알 수 있으며, 스퍼터링 전후로 합금조직의 큰 변화는 관찰되지 않은 것을 확인할 수 있었다. 이로부터 본 발명의 실시예를 따르는 결정질 합금타겟은 스퍼터링 중에 발생되는 온도증가에도 합금조직의 변화가 나타나지 않는 우수한 열적/기계적 안정성을 보임을 알 수 있다.
합금 타겟으로부터 형성된 스퍼터링 박막
본 발명의 기술적 사상에 의한 스퍼터링용 합금 타겟을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 질화물막은, 이하에서, 질소를 포함하는 나노구조막, 나노 질화막으로 언급되거나 또는 나노구조 복합박막으로 언급될 수 있다. 또한, 본 발명의 기술적 사상에 의한 스퍼터링용 합금 타겟을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 비정질막은, 이하에서, 비정질 합금막으로 언급될 수 있다.
상기 합금 타겟을 이용한 반응성 스퍼터링으로 모재 상에 박막을 형성하는 경우, 상기 박막은 나노구조 복합박막을 가질 수 있다. 예를 들어 반응성 가스로서 질소가스(N2) 또는 질소(N)를 포함하는 가스, 예를 들어 NH3와 같은 가스를 스퍼터링 챔버 내부로 도입하면서 스퍼터링을 수행하는 경우 합금 내에서 질소와 반응성이 높은 Zr은 질소와 반응하여 Zr 질화물을 형성할 수 있다. 그 외의 원소들은 Zr 질화물에 고용되거나 금속상으로 존재할 수 있다.
본 명세서 및 특허청구범위에 있어서 나노구조 복합박막은 5nm 내지 30nm의 범위, 엄격하게는 5nm 내지 10nm 범위의 결정립 크기에 해당하는 미세한 결정립을 가지며 금속의 질화물상과 하나 이상의 금속상이 서로 혼합되어 있는 구조를 가지는 박막을 지칭할 수 있다. 이때 상기 금속의 질화물상은 질화물의 구성원소로서, 예를 들어, Zr을 포함할 수 있다. 이때 상기 나노구조 복합박막은 Zr 질화물의 결정구조를 나타내며, 다른 금속원소들은 질화물의 형태로 Zr 질화물에 고용될 수 있다. 이때 Zr 질화물은 ZrN 또는 Zr2N을 포함한다. 한편 상기 금속상은 질화물을 구성하는 금속원소에 비해 질화물 형성능력이 더 낮은 금속원소를 포함할 수 있는 바, 예를 들어, Co을 포함할 수 있다.
나노구조 복합박막에서 금속의 질화물상은 수 내지 수십 나노미터 크기 수준의 결정립으로 이루어진 나노 결정질 구조를 갖는다. 이에 비해 금속상은 이러한 나노 결정립계에 미량 분포될 수 있다. 예를 들어 금속상은 수개의 원자 단위로 분포하며 특별한 결정구조를 이루지 못한 형태로 존재할 수 있다. 다만 이러한 금속상은 특정 영역에 집중적으로 분포하는 것이 아니라 박막 전체에 균일하게 분포하게 된다.
한편, 본 발명의 실시예들에 따른 합금 타겟을 이용한 비반응성 스퍼터링으로 모재 상에 박막을 형성하는 경우, 상기 박막은 비정질 합금막일 수 있다. 여기서 비반응성 스퍼터링은 스퍼터링 장치 내부로 의도적으로 합금 타겟을 구성하는 물질과 반응성이 있는 가스를 도입하지 않고 불활성 가스, 예를 들어 아르곤과 같은 가스만으로 스퍼터링을 수행하는 스퍼터링을 의미한다. 본 발명의 실시예들에 따른 합금 타겟은 비정질 형성능을 가지고 있으며, 따라서 스퍼터링과 같이 높은 냉각속도로 고상이 형성되는 프로세스에서는 비정질 합금 조직을 나타낼 수 있다. 이때 성막된 비정질 합금막은 스퍼터링에 이용된 합금 타겟의 조성과 근사한 조성을 가질 수 있다. 본 명세서 및 특허청구범위에 있어서 비정질 합금은 실질적으로 특정한 결정구조를 가지지 않으며 X-선 회절패턴이 특정한 브래그각도에서 뚜렷한 결정 피크(sharp peak)를 보이지 않고 넓은 각도 범위에서 브로드 피크(broad peak)가 관찰되는 상을 가진 금속합금체를 의미할 수 있다.
한편, 본 발명자는 비반응성 스퍼터링 공정의 아르곤 분위기에 질소가 소량 함유되어도(예를 들어, Ar:45sccm, N2:4sccm), 비정질 합금막이 형성될 수 있음을 실험으로 확인하였다. 질소가 소량인 경우에는 결정질 ZrN이 생성되지 않고 질소가 비정질 합금막 내에 고용되어 있는 것으로 판단된다. 소량의 질소를 함유하는 아르곤 분위기에서 스퍼터링함으로써 형성된 상기 비정질막은 금속색의 칼라를 유지하며 일반적인 비정질막보다 경도 및 저항이 상승하는 특성을 가지므로, 장식용 및/또는 전파투과코팅 등에 응용될 수 있다.
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해서 스퍼터링 박막에 대한 구체적인 실험결과를 제공한다.
표 3은 본 발명의 실시예들에 의한 스퍼터링용 합금 타겟으로부터 형성된 비정질막의 특성을 평가한 결과를 나타낸다.
타겟 구분 타겟 합금조성 스퍼터링조건 경도(GPa) 탄성률(GPa)
실시예27 Zr75.7Ni6Co8.6Cu9.7 840W-300min, Ar : 50sccm 5.08 90.70
실시예46 Zr75.1Al4Co11Cu9.9 840W-30min, Ar : 50sccm 7.02 134.9
실시예16 Zr70.2Ni1Co11Cu17.8 840W-30min, Ar : 50sccm 6.15 108.47
실시예8 Zr65Ni5Co5Fe5Cu20 840W-30min, Ar : 50sccm 6.52 110.73
도 5 및 도 6은 본 발명의 일부 실시예들에 따른 스퍼터링용 타겟(표 3 참조)을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 박막에 대한 X선 회절 패턴을 나타낸 것이다.
도 5를 참조하면, 표 3에 나타난 스퍼터링 조건으로 구현한 스퍼터링 박막은 -선 회절패턴이 특정한 브래그각도에서 뚜렷한 결정 피크(sharp peak)를 보이지 않고 넓은 각도 범위에서 브로드 피크(broad peak)가 관찰되는 상을 가지는 비정질 박막임을 확인할 수 있다.
예를 들어, 실시예8에 따른 결정질 합금타겟(Zr65Ni5Co5Fe5Cu20)을 스퍼터링 장치에 장착하고 50sccm 아르곤을 공급하면서 840W DC 플라즈마 전원을 인가하여 비반응성 스퍼터링을 30분간 수행한 결과, 6.52GPa의 경도를 가지는 비정질 박막이 구현되었다.
도 6은 표 3의 실시예27에 따른 스퍼터링용 합금 타겟을 이용하여 다양한 조건 하에서 형성된 박막의 X선 회절분석 결과이다. 구체적으로, 도 6의 (a)는 상기 타겟에 대하여 오직 아르곤 가스의 분위기 하에서 스퍼터링 공정을 수행하여 형성한 박막을 분석한 결과이며, 도 6의 (b) 내지 (e)는 상기 타겟에 대하여 45sccm의 유량을 가지는 아르곤 가스 및 질소가스 유량을 증가시키면서 스퍼터링 공정을 수행하여 형성한 박막을 분석한 결과이다.
도 6의 (a)를 참조하면, 비반응성 스퍼터링 공정의 아르곤 분위기에서는 비정질 합금막이 형성될 수 있음을 확인할 수 있으며, 도 6의 (b) 및 (c)를 참조하면, 비반응성 스퍼터링 공정의 아르곤 분위기에 질소가 소량 함유되어도(예를 들어, Ar:45sccm, N2:4sccm), 비정질 합금막이 형성될 수 있음을 확인하였다. 질소가 소량인 경우에는 결정질은 ZrN이 생성되지 않고 질소가 비정질 합금막 내에 고용되어 있는 것으로 판단된다. 소량의 질소를 함유하는 아르곤 분위기에서 스퍼터링함으로써 형성된 상기 비정질막은 금속색의 칼라를 유지하며 일반적인 비정질막보다 경도 및 저항이 상승하는 특성을 가지므로, 장식용 및/또는 전파투과코팅 등에 응용될 수 있다. 반면 질소함유량이 6sccm 이상인 도 6의 (d) 및 (e)의 경우 ZrN 상이 관찰되어 질화물 박막이 형성됨을 확인하였다.
Element Wt% At%
ZrL 69.65 59.96
AlK 00.56 01.63
CoK 16.42 21.88
CuK 13.37 16.53
표 4는 표 3에 나타난 실시예46의 스퍼터링 타겟을 이용하여 스퍼터링 공정으로 구현된 비정질 박막에 대한 조성의 함량을 보여주는 에너지 분광(EDS) 분석 결과이다. 이에 의하면, 본 발명의 실시예에 따른 타겟을 이용할 경우, 다성분의 스퍼터링율(sputtering yield) 차이에 기인한 타겟조성과 박막조성간의 조성 편차는 상대적으로 근소함을 확인할 수 있다.
표 5는 본 발명의 실시예들에 의한 스퍼터링용 합금 타겟으로부터 형성된 나노질화막의 특성을 평가한 결과를 나타낸다. 표 4에 나타난 동일한 스퍼터링용 합금 타겟을 이용하였지만 스퍼터링 조건에 따라서 비정질막이 아닌 나노질화막이 형성될 수 있음을 확인할 수 있다.
타겟 구분 타겟 합금조성 스퍼터링 조건 경도(GPa) 탄성률(GPa)
실시예27 Zr75.7Ni6Co8.6Cu9.7 840W-45min, Ar:N2=45:6 25.81 277.61
실시예27 Zr75.7Ni6Co8.6Cu9.7 1520W-60min, Ar:N2=6:6 31.5 307.4
실시예27 Zr75.7Ni6Co8.6Cu9.7 1520W-60min, Ar:N2=6:7 35.3 344.8
실시예46 Zr75.1Al4Co11Cu9.9 1520W-45min, Ar:N2=6:4 23.54 230.54
실시예46 Zr75.1Al4Co11Cu9.9 1520W-45min, Ar:N2=6:5 28.97 269.21
실시예46 Zr75.1Al4Co11Cu9.9 1520W-45min, Ar:N2=6:6 33.06 328.36
실시예16 Zr70.2Ni1Co11Cu17.8 1520W-45min, Ar:N2=6:5 28.28 262.12
실시예8 Zr65Ni5Co5Fe5Cu20 2000W-45min, Ar:N2=6:9 27.62 318.45
실시예8 Zr65Ni5Co5Fe5Cu20 2000W-45min, Ar:N2=6:7 26.6 288.19
실시예8 Zr65Ni5Co5Fe5Cu20 3000W-45min, Ar:N2=6:9 27.56 299.83
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 스퍼터링용 타겟(실시예46, Zr75.1Al4Co11Cu9.9)을 이용하여 스퍼터링 공정으로 형성된 박막에 대한 X선 회절 패턴을 나타낸 것이다.
도 7의 (a)를 참조하면, 5mtorr의 압력에서 50sccm 아르곤을 공급하면서 1520W DC 플라즈마 전원을 인가하여 비반응성 스퍼터링을 수행한 결과, 7.02GPa의 경도와 134GPa의 탄성률을 가지는 비정질 박막이 구현되었다.
도 7의 (b)를 참조하면, 0.8mtorr의 압력에서 6:4의 혼합비율로 아르곤과 질소를 공급하면서 1520W DC 플라즈마 전원을 인가하여 반응성 스퍼터링을 수행한 결과, 23.54GPa의 경도와 230.54GPa의 탄성률을 가지는 박막이 구현되어 있으며, 픽의 위치가 ZrN (200) 방향으로 이동함을 확인하여 비정질박막 과 질화물 박막이 혼재되어 있음을 확인하였다.
도 7의 (c)를 참조하면, 0.8mtorr의 압력에서 6:5의 혼합비율로 아르곤과 질소를 공급하면서 1520W DC 플라즈마 전원을 인가하여 반응성 스퍼터링을 수행한 결과, 28.97GPa의 경도와 269.21GPa의 탄성률을 가지는 질화물 박막이 구현되었다.
도 7의 (d)를 참조하면, 0.8mtorr의 압력에서 6:6의 혼합비율로 아르곤과 질소를 공급하면서 1520W DC 플라즈마 전원을 인가하여 반응성 스퍼터링을 수행한 결과, 33.06GPa의 경도와 328.36GPa의 탄성률을 가지는 질화물 박막이 구현되었다.
도 8a, 도 8b, 도 8c, 도 9a, 도 9b, 도 9c, 도 9d 및 도 9e는 본 발명의 일부 실시예들에 따른 나노구조 복합박막의 윤활 마찰 시험 결과이다.
도 8a 내지 도 8c는 실시예46 조성의 스퍼터링 타겟을 이용해 0.8mtorr의 압력에서 6:6의 혼합비율로 아르곤과 질소를 공급하면서 1520W DC 플라즈마 전원을 인가하여 자동차 엔진부품인 타펫 상면에 반응성 스퍼터링한 코팅층의 마찰시험 결과이다. 비교재로서 DLC 코팅부품과 코팅되지 않은 타펫을 이용하여 마찰특성을 비교하였다. 질화물 박막의 내구성 확인을 위하여 상대재로 직경 10mm의 베어링 볼을 이용하였으며, 가압하중은 200N으로 시험하였다. 본 발명의 실시예에 따른 타겟을 이용하여 형성된 질화물 박막은 꾸준히 마찰계수가 감소하는 것이 확인되었으며 6시간 후의 비교재인 DLC (도 8b) 및 미코팅부품(도 8a)의 마찰계수가 0.07임에 비하여 질화물 박막(도 8c)의 경우 0.04로 마찰저감 효과가 큰 것으로 확인되었다.
도 9e는 실시예27 조성의 스퍼터링 타겟을 이용해 자동차 엔진부품인 피스톤링 표면에 반응성 스퍼터링한 코팅층의 마찰시험 결과로서, 피스톤링 상면에 코팅된 실시예 27조성의 질화물 박막의 링-라이너 마찰시험 결과이다. 비교재로는 현재 자동차 부품회사에서 적용하고 있는 질화처리시편(도 9a), Si-DLC 코팅시편(도 9b), CrN코팅시편(도 9c) 및 Ta-C 코팅시편(도 9d)을 사용하였다. 기존 코팅시편의 경우 1시간 마찰시험 후 0.1 이상의 마찰계수가 관찰되었지만 질화물 박막의 경우 0.04 수준의 마찰계수가 측정되어 기존 코팅제품에 비해 현저히 낮은 마찰계수를 보임이 확인되었다.
도 8a, 도 8b, 도 8c, 도 9a, 도 9b, 도 9c, 도 9d 및 도 9e를 참조하면, 표 2 및 표 3에 도시된 실시예의 조성을 가지는 스퍼터링 타겟으로부터 구현된 나노구조 복합박막은 고경도와 우수한 밀착성을 보이면서 동시에 종래에 비해 현저하게 우수한 저마찰 특성을 나타내었다. 고하중, 고압에 의한 고체상의 접촉이 발생하면 순간적으로 접촉부의 온도가 고체 상호간의 반응 또는 고체와 오일성분과의 반응이 발생할 수 있을 정도로 높은 온도까지 상승하는 것으로 알려져 있는데 본 실시예에서는 경계윤활 환경에서 발생하는 이러한 반응에 의해 전단변형이 용이하고 그래서 윤활 특성에 유리한 특성의 용이 전단 경계층(easy shear boundary film)이 만들어지고 이들이 마찰 특성에 유리하게 작용하는 것으로 사료되었다.
본 발명의 실시예에 따른 나노구조 복합박막은 각종 기계부품의 마찰특성을 개선시키기 위한 저마찰 특성부재의 제조에 이용될 수 있다. 예를 들어 자동차와 같은 수송기용 엔진 부품으로서 타펫, 피스톤링, 피스톤핀, 캠캡, 저널 메탈베어링, 인젝터부품 등에 적용되어 엔진 구동과정에서의 마찰 및 마모를 저감시켜 연비향상에 기여할 수 있다. 다른 예로서 변속기 혹은 동력전달장치의 기어류에 적용되거나 각종 금형, 슬라이딩 베어링, 절착공구 등에 적용되어 저마찰을 구현함으로써 부품의 기계적, 화학적 특성 향상에 기여할 수 있다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (13)

  1. 비정질 형성능을 가지는 금속원소를 포함하는 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 복수개로 준비하는 단계;
    상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 유리천이온도(Tg) 이상 결정화 개시온도(Tx) 이하의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 1 차 수축하는 단계; 및
    상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금의 용융온도(Tm)의 0.7 배 내지 0.9 배의 온도범위에서 소정의 시간 동안 유지하면서 가압함으로써 제 2 차 수축하는 단계;
    를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진, 결정질 합금의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진, 결정질 합금의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 차 수축하는 단계; 및 상기 제 2 차 수축하는 단계;에서,
    상기 가압은 10 MPa 내지 50MPa 의 범위를 가지는 압력 하에서 수행되는,
    결정질 합금의 제조방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 차 수축하는 단계와 상기 제 2 차 수축하는 단계 사이에,
    상기 복수개의 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 승온시키는 단계;
    를 더 포함하는, 결정질 합금의 제조방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 1% 이하로 제어되는 단계를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 2 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금 사이의 기공률이 0.1% 이하로 제어되는 단계를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 2 차 수축하는 단계는 복수개의 상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금을 결정립 평균크기가 0.1㎛ 내지 5㎛ 범위에 있도록 결정화하는 단계를 포함하는, 결정질 합금의 제조방법.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 비정질 합금 또는 나노결정질 합금은 포일, 분말, 괴 및 로드(rod)로 이루어진 군에서 선택된 적어도 어느 하나의 형태를 가지는, 결정질 합금의 제조방법.
  10. 제 1 항, 제 4 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따른 제조방법으로 구현된 결정질 합금으로서,
    Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진, 결정질 합금.
  11. 제 1 항, 제 4 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따른 제조방법으로 구현된 결정질 합금으로서,
    Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진, 결정질 합금.
  12. 제 1 항, 제 4 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따른 제조방법으로 구현된 상기 결정질 합금으로 이루어진 스퍼터링용 타겟으로서,
    상기 결정질 합금은 Zr이 58원자% 내지 78원자%; Cu가 4원자% 내지 26원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 4원자% 내지 20원자%;로 이루어진, 스퍼터링용 타겟.
  13. 제 1 항, 제 4 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 따른 제조방법으로 구현된 상기 결정질 합금으로 이루어진 스퍼터링용 타겟으로서,
    상기 결정질 합금은 Zr이 62원자% 내지 76원자%; Al이 10원자% 이하(0원자% 초과); Cu가 2원자% 내지 20원자%; Fe, Ni 및 Co 중에서 선택된 어느 하나 이상이 6원자% 내지 27원자%;로 이루어진, 스퍼터링용 타겟.
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