KR100237145B1 - Fe계 비정질 연자성 재료 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 Fe계 비정질 연자성재료 및 그 제조방법에 관한 것으로, 기존의 Fe-Zr-B계 연자성 비정질합금에 Fe에 고용되지 않는 비고용 원소를 강제적으로 합금화시킨 후 이를 열처리하여 Fe 분자와 비고용 원자를 상분리시키므로써 미세한 클러스터를 비정질 기지에 균일하게 분산시킬 수 있게 하여 기존의 비정질 재료들의 특성을 월등히 능가하는 고투자율, 저자왜, 저보자력 및 고전기저항 특성을 가짐으로써 기존의 고주파 대역에서 사용하던 값비싼 Co계 연자성합금을 대량생산 및 생산자동화에도 적합하고 연성이 풍부한 Fe계 연자성합금으로 대체할 수 있도록 한 것이다.

Description

FE계 비정질 연자성 재료 및 그 제조방법

본 발명은 Fe계 비정질 연자성재료 및 그 제조방법에 관한 것으로, 기존의 Fe-Zr-B계 연자성 비정질합금에 Fe에 고용되지 않는 비고용 원소를 강제적으로 합금화시킨 후 이를 열처리하여 Fe 분자와 비고용 원자를 상분리시므로써 미세한 클러스터를 비정질 기지에 균일하게 분산시킬 수 있게 하여 전·자기적 특성을 향상시킨 Fe계 비정질 연자성재료 및 그 방법에 관한 것이다.

변압기나 전기·전자기기의 부품 소재로 사용되는 자성재료는 없어서는 안될 중요한 소재중의 하나이다.

이런 소재들 중 금속 자성재료나 페라이트와 같은 세라믹 자성재료가 가장 널리 사용되고 있으나, 그 용도에 따라서 각기 다른 특성을 가진 자성재료가 요구되고 있다.

최근의 첨단 전기·전자기기들은 점점 소형, 경량화 되어 가는 추세이고, 이를 위해서는 기기의 전체 부피 중 40% 정도를 점유하는 전원을 소형화 시켜야 함은 두말할 필요도 없다.

전원의 소형화를 위해서는 전원의 작동 주파수를 고주파화하는 것이 필요하며, 이는 결국 전원에 사용되는 자성재료들을 고주파에서도 안정되게 사용할 수 있도록 하는 것이 필요하다.

기기에 사용되는 자성재료의 가장 중요한 특성은 손실(loss)특성이다. 금속은 고주파대역에서는 표피효과에 의한 손실이 증가하는 경향을 가지고 있기 때문에 자성재료로 사용하는데 많은 어려움을 가지고 있다.

표피효과란 도체에 직류를 흘리면 전류는 변화없이 도체안을 통하지만 교류를 흘리면 중심부일수록 주위의 자속변화가 많기 때문에 그 변화에 의한 역기전력이 크게되어 전류가 흐르기 어렵게 되는 현상으로, 주파수가 높을수록 현저하며 거의 전류가 표면으로만 흐르기 때문에 실효적으로는 단면적이 줄어든 것처럼 되어 저항이 증가하게 된다.

이런 이유로 인해 지금까지 수백 Khz 대역에서는 세라믹 자성재료인 페라이트 (Ferrite)를 많이 사용해 왔다.

그 이유는 페라이트가 전기를 통하지 않는 전열체이기 때문에 와전류손실(E ddy current loss)이 발생하지 않기 때문이었다.

그러나, 페라이트는 자속밀도값이 매우 낮기 때문에 출력이 떨어져 이를 높이기 위해서는 크기가 커져야 한다는 단점을 가지고 있어 기기의 소형화 측면에서는 한계를 가지고 있는 문제점이 있었다.

상기의 문제점을 보강하고 비교적 높은 주파수 대역에서도 사용할 수 있는 재료로서 비정질 연자성재료(Amorphous soft-magnetic material)가 요즘 들어 크게 주목받고 있다.

비정질 연자성재료의 제조방법으로는 여러 가지 방법이 있으나, 현재 가장 실용화된 것이 초당 백만 ℃ 정도로 액체를 고체화시키는 액체급냉법이다.

이 방법으로 얇은 리본형태의 박판을 만든 후 이를 와인딩하므로써 토로 이달 코어 등의 비정질 연자성재료를 제조할 수 있게 된다.

또한, 종래의 비정질 연자성합금의 제조방법으로는 크게 비정질 단상의 미세조직을 이용하는 방법과 비정질합금을 결정화시켜 석출한 초미세결정립을 이용하는 방법의 두 가지 방법이 있다.

비정질 단상의 미세조직을 이용하는 방법은 상기의 액체급냉법에 의해 비정질 리본을 제조한 후 이를 적정온도에서 열처리 하므로써 액체급냉법에 의한 급냉시 도입된 잔류응력을 제거시켜 주는 방법으로, 열처리방법에는 응력완화를 시켜줌과 동시에 자기도메인의 배열을 목적하는 방향으로 정렬시켜 주기 위하여 열처리중 외부에서 자장을 걸어주는 자장중 열처리방법과 자장을 인가하여 주지 않는 무자장중 열처리방법이 있다.

초미세결정립을 이용하는 방법은 Fe-Cu-Nb-Si-B계에서 적용되는 방법으로, 액체냉각법 등에 의해 제조된 비정질 리본을 결정화 온도 이상의 온도에서 열처리하여 10∼20nm 정도 크기의 미세한 bcc 격자구조의 a-Fe 상을 다량 석출시켜 제조하는 방법이다.

그러나, 상기의 비정질 단상의 미세조직을 이용하여 제조한 것의 경우에는 풍부한 연성은 자기적 특성면에서 개선의 여지가 많으며, 초미세결정립을 이용하여 제조한 것의 경우에는 시료 전체의 약 80% 이상이 결정질이며 나머지 20% 정도 가량은 비정질 상태로 결정립 계면에 남아있음으로 인하여 재료 자체가 대단히 취약해지기 때문에 제품의 대량 생산시 생산라인의 자동화에 문제가 있으며, 완성품 제조후에도 취급에 매우 많은 주의가 필요할 뿐만 아니라 투자율면에서도 좀더 개선을 요하는 등의 문제점을 가지고 있다.

또한, 중요한 점은 소재의 가격경쟁력이다. 현재 연자성재료로서 사용되고 있는 재료는 크게 Fe계와 Co계 비정질합금이 사용되고 있다.

Fe계 비정질합금의 경우에는 고포화 자속밀도 특성과 상용주파수 대역에서의 저손실 특성을 가지고 있으며 Co계 비정질합금의 경우는 고투자율 특성과 고주파수 대역에서의 저손실 특성을 가지고 있다.

그러므로, 저주파수 대역에서는 Fe계 비정질합금이, 고주파수 대역에서는 Co계 비정질합금이 주로 사용되고 있는 실정이다.

위에서 언급한 바와 같이, 최근의 전기·전자기기의 소형화에 부응하기 위해서는 그것을 구동하는 전원내의 자성재료, 예컨데 트랜스포머(Transformer), 리액터(Reactor) 등의 자성부품을 소형화 해야한다.

즉, 전파용 노이즈필터 등의 소형화, 고주파화의 경향에 따라 고포화 자속밀도 특성을 나타내며, 주파수 특성이 우수한 고투자율재료의 필요성은 날로 높아지고 있다.

이와 같은 조건을 만족하는 비정질합금 재료로는 Fe계 보다는 Co계가 더 유리하다. 그 이유는 상기한 바와 같이 Co계 비정질합금은 고투자율 특성과 고주파수 대역에서의 저손실 특성을 가지고 있기 때문이다.

즉, Co계의 경우는 페라이트에 비해 고포화 자화값을 가지고, 자연공명 주파수가 페라이트계 재료보다 높기 때문에 우수한 고투자율 재료로서 유리하고, 비저항이 퍼멀로이와 전기강판에 비해 2∼3배 높기 때문에 와전류손실이 적어 고주파영역에서도 적은 철손(wire loss)을 기대할 수 있기 때문이다.

그러나, Co 원소는 Fe 원소보다 가격이 50배 정도 비쌀 뿐 만 아니라 세계적으로 그 매장량이 매우 적어 원료 수급에 많은 제약이 있었기 때문에 Co계 비정질합금의 응용범위를 확장시키는 데에는 많은 문제점을 가지고 있다.

본 발명은 상기와 같은 제반 문제점을 해결하기 위하여 창출된 것으로, Co계 연자성합금을 대량생산 및 생산자동화에 적합하고 연성이 풍부한 Fe계 연자성합금으로 대체하기 위해 기존의 Fe-Zr-B계 연자성 비정질합금에 Fe에 고용되지 않는 비고용 원소를 모합금 제조시 강제적으로 합금화시킨 후 이를 열처리하여 Fe 원자와 비고용 원자를 상분리시켜 2∼3nm 크기의 미세한 클러스터구조를 비정질 기지내에 균일하게 분산시킨 미세구조를 가지도록 하므로써 자기적 특성이 향상된 Fe계 비정질 연자성재료 및 그 제조방법을 제공함을 그 목적으로 한다.

제1도는 본 발명의 비정질 연자성합금의 열처리 온도에 따른 보자력 특성 변화를 나타낸 그래프.

제2도는 본 발명의 비정질 연자성합금의 열처리 온도에 따른 포화자속밀도의 변화를 나타낸 그래프.

제3도는 본 발명의 비정질 연자성합금의 주파수 1㎑에서의 초투자율의 열처리 온도에 따른 변화를 나타낸 그래프.

제4도는 본 발명의 비정질 연자성합금의 열처리 온도에 따른 자왜의 변화를 나타낸 그래프.

제5도는 본 발명의 비정질 연자성합금의 열처리 온도에 따른 전기저항의 변화를 나타낸 그래프.

제6도는 본 발명의 비정질 연자성합금과, 다른 연자성합금의 주파수에 따른 손실의 특성을 비교한 그래프.

이하, 본 발명의 실시예 및 그 작용효과를 첨부 도면을 참조하여 설명한다.

우선, 본 발명의 제조방법을 알아보면, Fe계 비정질합금 조성에 첨가원소로 비고용 원소를 적절량(전체의 약 0.1∼1 at.%) 첨가하여 용해한 액체를 급냉시켜 비정질리본을 제조한 후, 상기 비정질 리본 제조시 도입된 잔류응력을 제거시키기 위하여 적절한 온도(약 200∼600℃ 정도)에서 열처리하여 나노-사이즈의 클러스터 입자를 비정질 기지내에 균일하게 형성시킨 미세조직의 연자성재료를 얻어 고주파 대역에서도 사용할 수 있는 Fe계 비정질 연자성재료를 제조할 수 있게 되는 것이다.

이때, 비고용 원소는 비정질리본을 열처리하여 결정화시킬 때 Fe 원자들을 배척하여 나노-사이즈의 클러스터의 형성을 용이하게 해준다.

상기에서, 비정질 리본의 제조방법으로는 기존에 실시되어 오는 급냉방법들을 적용할 수 있으며, 대표적인 것으로는 액체급냉법을 적용하여 금속용해시 비고용 원소를 금속용탕에 혼입시킨 액체를 초당 1백만 ℃정도의 속도록 급냉시켜 비고용 원소의 고용을 촉진시킨다.

또한, 상기의 열처리 과정은 비정질리본 제조시 도입된 잔류응력을 제거시켜 주기 위한 목적도 포함되어 있으며, 그 방법에는 응력완화를 시켜줌과 동시에 자기도메인의 배열을 목적하는 방향으로 정렬시켜 주기 위하여 열처리중 외부에서 자장을 걸어주는 자장중 열처리방법과 자장을 인가하여 주지 않는 무자장중 열처리방법을 부가하여 적용할 수 있다.

상기와 같이, 금속용해시 비고용 원소를 금속용탕에 혼입시킨 용해 액체를 급냉시켜 비고용 원소의 고용을 촉진시킨 후 열처리하여 Fe 원소와 상분리 현상을 일으키도록 하여 미세한 클러스터상을 석출시키게 되면 결국, 수 nm 크기의 클러스터 미세구조를 가진 비정질 연자성재료를 제조할 수 있게 되는 것이다.

상기와 같은 방법에 의해 제조된 Fe계 비정질 원자성재료는 다음과 같은 특성을 갖는다.

첫째는, Fe계 비정질 연자성재료를 제 2상으로 미세하고 균일하게 비정질 매트릭스(matrix)에 분산시키므로써 소재의 전기적 저항을 증가시키므로써 자성체의 와전류손실(Eddy current loss)을 감소시킬 수 있게 되며,

둘째 비정질 연자성재료의 강자성영역(ferro-magnetic domain)의 크기가 현저히 감소하여 이 또한 와전류손실을 감소시킬 수 있으며,

셋째는 Fe계 비정질 합금의 특성상 원래는 자왜(magentostriction)가 매우 크기 때문에 고주파 영역에서는 투자율이 급속히 감소하고 손실이 증가하나, 수 nm 크기의 클러스터를 미세하게 분산시키므로써 자왜(magnetostriction)가 거의 0에 가까운 값으로 감소하여 보자력이 크게 감소하고, 대단히 높은 투자율 특성을 나타내므로 우수한 연자기적 특성을 가지게 된다. 우수한 연자기적 특성이란 기본적으로 보자력이 낮으면 낮을수록, 투자율이 높으면 높을수록 좋다.

넷째는 기지가 비정질 상태로 존재하기 때문에 소재의 연성이 대단히 풍부하여 파손확률이 낮아 대량생산에 의한 자동화가 가능한 등의 특성을 가진다.

[실시예]

이하 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.

본 실시예에서는 Fe계 비정질합금으로는 Fe-Zr-B 계열을 사용하였으며, 비고용원소로는 Ag를 사용하였다.

먼저, Fe-Zr-B계 비정질 합금조성에 첨가원소로 비고용 원소인 Ag를 적절량 첨가한 용해액을 액체급냉법(Melt Spinning)을 이용하여 비정질리본을 제조한 후 열처리하여 원하는 미세조직의 재료를 얻어 고주파대역에서도 사용할 수 있는 Fe계 비정질 합금을 제조할 수 있도록 함을 그 기본으로 하며, 각 원소의 조성범위는

Fe : 79∼90 (at.%)

Zr : 3∼10 (at.%)

B : 3∼10 (at.%)

Ag : 0.1∼1 (at.%)

정도로 한다.

이러한 각각의 조성범위는 실험결과에 따라 그 조성범위가 결정된 것으로, 우선, Fe 원소를 79% 이하로 하면 합금내부에 함유된 자성원소의 양이 너무 적어 큰 포화자속밀도를 얻을 수 없는데, 이는 자성재료의 포화자속밀도는 자기모멘트를 가진 원소의 양에 대개 의존하기 때문이다.

또한, 상기 Fe 원소가 90% 이상인 경우는 액체급냉시 비정질을 잘 형성시켜 주는 원소(이하 비정질형성 원소라고 함)를 일정량 첨가하여야만 원활히 비정질이 얻어지는데 Fe를 90% 이상 첨가하면 비정질형성원소의 부족으로 비정질 상을 얻기 어렵게 된다.

Zr 성분의 경우는 그 적정량이 3∼10% 정도가 적절하며, 그 조성범위를 벗어나는 경우 자기적 특성이 열화하는 경향이 있다.

B 원소의 경우 비정질형성 원소중에 대표적인 원소로서 그 적절량은 3∼10% 정도가 적당하며, 이 원소를 적당량 첨가하면 비정질상의 형성을 촉진시키나, 너무 많이 넣게되면 오히려 제2상(예를 들어 Fe₂B등의 금속간화합물)의 형성을 촉진시켜 비정질 리본이 취약해지며, 자기적 성질에도 좋은 영향을 미치지 못한다.

첨가원소인 비고용 원소 Ag는 0.1∼1% 범위내에서 양질의 비정질리본이 형성되었으나, 1% 이상의 Ag는 비정질리본 제조시 첨가가 불가능하였다.

상기와 같은 점을 토대로 하여 제조한 Fe계 비정질 연자성재료 중의 일부인 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3합금에 대한 것을 일실시예로 설명하고자 한다.

그 제조방법은 상기한 원소비율(Fe:87.3%, Zr:5.9%, B:6.5%, Ag:0.3%)로 Fe-Zr-B-Ag 모합금을 약 30g Ar 분위기에서 아크용해하여 제조하고, 여기서 얻은 모합금의 일부 약 5g 정도를 Ar 분위기 중에서 단롤 급속냉각장치(Single Roll Melt Spinning)를 이용하여 폭 2㎜, 두께 30㎛의 비정질 리본을 제작하였다. 이 리본을 열처리온도 200∼600℃에서 1시간 진공중 열처리한 후 노냉하여 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3의 비정질 연자성재료를 제조하였다.

상기와 같은 방법에 의해 제조된 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3비정질 연자성재료의 특성을 첨부 도면을 참조하여 알아보면,

제1도는 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3합금의 열처리온도에 따른 보자력(H_c)의 변화를 나타낸 것으로, 열처리온도 400℃에서 약 15m0e 정도로 기존의 Fe-Zr-B 계열 보다 매우 작은, 즉, 매우 우수한 보자력 특성을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

이것은, 스즈키 등이 보고한 Fe₈₉Zr₇B₄합금[K. Suzuki, N. Kataoka, A. lnoue, A. Makino, T. Masumoto ; Materials Transactions JIM, Vol.31, No.8 (1990), pp. 743 to 746]의 보자력 93m0e 보다 매우 작은 값이다.

제2도는 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3열처리온도에 따른 외부의 외부인가자장 10m0e에서의 자속밀도(B₁₀)의 변화를 나타낸 것으로, 열처리 온도가 증가함에 따라 자속밀도는 서서히 증가하나, 400℃ 이상에서는 급격히 증가함을 알 수 있다. 완전히 결정화가 이루어진 열처리 온도 600℃에서는 1.2T의 자속밀도가 얻어졌다.

제3도는 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3합금의 주파수 1kHz, 3m0e 하에서의 초투자율(μi)의 열처리온도에 따른 변화를 나타낸 것으로, 열처리 온도 400℃까지는 급격히 증가하나, 이 이상의 온도에서는 다시 급격히 감소하는 거동을 보이며, 열처리 온도 400℃에서 최대한 287,000이 얻어졌다.

여기서 주목해야 할 것은 열처리 온도 400℃에서의 투자율 최대값은 기존의 다른 재료보다 월등히 우수하다는 것이다. 이것은 위에서 언급한 스즈키 등이 보고한 Fe₈₉Zr₇B₄합금의 값 15,000(=μe)과 비교해 보아도 약 19배 이상으로 대단히 높은 값임을 알 수 있다.

즉, 이것은 지금까지 Fe계 비정질 재료가 저투자율 재료로 그 응용범위가 저주파수 영역에 국한되어온 단점을 극복 고주파 대역에서도 사용될 수 있음을 의미하는 것으로, 지금까지 고주파 대역의 비정질 재료로 사용되어온 값비싸고 매장량이 적은 Co를 대체할 수 있는 매우 획기적인 것이라 할 수 있다.

제4도는 상기한 바와 같은 초고투자율 특성을 나타내는 원인을 알아보기 위해 투자율 특성과 밀접한 관계가 있는 자왜특성(λ_s)을 조사한 것으로, 급냉(As-quenching)한 상태의 재료에서 양의 자왜(magnetostriction)를 나타낸 후 열처리 온도가 증가함에 따라 350℃까지 변화가 서서히 감소하다가 열처리 온도 400℃에서 급격히 감소하여 일단 최저값을 나타낸 후, 다시 증가 열처리 온도 500℃까지 증가하여 최대값을 나타낸다. 열처리온도 550℃d서는 다시 급격히 감소하여 음의 자왜값을 나타내고 600℃에서 자왜값이 다시 증가하였다.

도면으로부터 0의 자왜는 열처리 온도 약 540℃ 부근에서 얻어짐을 알 수 있고, 고투자율특성이 얻어진 열처리온도 400℃의 경우 자왜가 약 1.89×10^-6이라는 매우 낮은 값이 얻어졌다. 이는 최근 일본에서 개발된 초미세결정립 연자성재료의 자왜값 2.1×10^-6과 비교해 볼 때 확실히 그 자왜특성면에서 우수하다 할 수 있다.

자왜특성은 연자성재료의 전체 특성에 대단히 큰 영향을 미치는 민감한 값이다. 즉, 자왜가 작으면 작을수록 높은 투자율특성을 보유하기 때문에 본 발명의 고투자율 특성은 낮은 자왜특성으로부터 기인함을 알 수 있는 것이다.

제5도는 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3합금의 열처리 온도에 따른 전기비저항의 변화를 나타낸 것으로, 전기비저항은 물질의 미세조직에 따라 가장 민감하게 변화하는 물성중의 하나이기 때문에 본 발명의 미세구조를 파악하는데 매우 유용한 방법이다.

급냉(As-quenching)한 상태에서 1.23μΩm의 비저항을 나타내고, 열처리 온도 350℃까지는 다소 감소하였다가 열처리 온도 400℃까지 급격히 증가하여 1.36μΩm로 최고값에 도달한 후 다시 열처리 온도가 증가함에 따라 감소하는 거동을 보이고 있다.

그러나, 종래의 Ag를 첨가하지 않은 비정질합금 연자성재료의 열처리온도에 따른 전기비저항의 특성변화는 열처리온도의 증가에 따라 전기비저항값이 연속적으로 감소하는 특성을 갖는다.

즉, 종래의 경우 급냉한 상태에서 1.20μΩm의 전기비저항값을 가지고 열처리온도가 증가함에 따라 이 값 이하로 연속적으로 감소한다.

따라서, 400℃에서의 전기비저항값은 종래의 Fe-Zr-B계 비정질합금[T.K. KIM, S. Ishio, M. Takahashi : Proc. 4th Inter. Conf. on Rapidly Quenched Metals, Vol.2(edited by T. Masumoto and K. Suzuki, The Japan Institute of Metals, Sendai, Japan, 1982, p. 1323)]과 비교할 때 대단히 높은 것으로, 본원발명의 경우 종래보다 전기비저항값이 최대 약 13% 정도까지 증가하게 되고, 이 전기비저항값의 증가는 연자성재료의 저손실특성을 향상시키는데 중요한 요인이 된다.

따라서, 본원발명은 고전기비저항을 나타냄을 알 수 있고 이는 와전류손실을 재료의 전기저항이 높으면 높을수록 감소하는 경향이 있기 때문에 고주파영역에서 와전류손실을 줄일 수 있게 되는 것이다.

여기서, 주목해야 할 것은 열처리 온도 400℃에서 비저항이 급격히 증가한다는 사실이다. 이런 미세조직 하에서도 비저항이 급격히 증가한다는 사실은 X-선 실험결과 열처리 온도 400℃에서는 아직 비정질 상태를 유지하고 있었기 때문에 이 때의 미세조직이 비정질상인 기지에 a-Fe 상을 주성분으로 하는 아주 미세한 클러스터가 형성 분산되어 있는 조직이라는 사실을 반영하고 있다.

이러한 사실들은 매우 의미 깊은 것으로, 지금까지의 비정질 재료 연구는 제2상의 클러스터를 형성시키지 않은 비정질단상을 목적으로 한 것과, 급냉(As-qnenching)한 상태에서 비정질 상을 생성시켜 이를 결정화 온도에서 장시간 열처리하여 미세결정립을 석출시키는 것과는 달리 비정질상 기지에 미세한 클러스터를 형성시키는 새로운 연구의 장을 제시했다는 점이다.

제6도는 Fe_87.3Zr_5.9B_6.5Ag_0.3합금 중 400℃에서 열처리한 시료의 주파수에 따른 손실특성을 정리한 것으로, 비교를 위해서 현재 고주파용 비정질 재료로 널리 사용되고 있는 Co₆₉Fe_3.8Si_12.9B_10.5Cr_3.8과 비교하여 나타내었다.

도면에서 알 수 있듯이, Co계 비정질 합금과 비교하여도 거의 손색이 없는 손실특성을 보여주고 있다.

주파수 100kHz에서 Co계와 본 발명은 각각 40W/kg과 50W/kg의 손실값이 얻어졌으며, 이는 본 발명이 충분히 Co계 비정질 재료를 대체할 수 있음을 보여주고 있다.

또한, 한가지 특이할 만한 사항은 열처리 온도 400℃에서는 열처리 한 후에도 180°밴딩(bending)이 가능한 연성이 풍부한 재료로 판정되어, 기존의 비정질재료들이 열처리한 후 취약해지는 단점을 극복 제품의 제조공정상, 제품의 취급상에도 난점이 없어 대량생산 및 자동생산에도 매우 유리한 특징을 가지고 있다.

상기와 같은 본 발명에 의해 얻을 수 있는 효과는 기존의 비정질 재료들의 특성을 월등히 능가하는 고투자율, 저자왜, 저보자력 및 고전기저항 특성을 가지고 있기 때문에 고주파 대역에서도 매우 낮은 저손실 특성이 기대되며, 응용분야의 주파수 대역이 저주파수 대역에서 수백 kHz의 고주파 대역까지의 코어재료(과포화 코어, 쵸크코어, 노이즈 필터, 변압기 등)로서 사용될 수 있을 뿐만 아니라 기존의 비정질재료들이 열처리한 후 취약해지는 단점을 극복 제품의 제조공정상, 제품의 취급상에도 난점이 없어 대량생산 및 자동생산에도 매우 유리한 등의 매우 유용한 효과가 있다.

Claims (2)

1. Fe_αZr_βB_γAg_δ(α：79∼90 at.%, β：3∼10 at.%, γ：3∼10 at.%, δ：0.1∼10 at.%) 조성을 가지는 것을 특징으로 하는 Fe계 비정질 연자성재료.
2. Fe, Zr, B를 구성원소로 갖는 Fe계 비정질합금 조성에 참가원소로 비고용 원소 Ag를 전체 조성비에 대해 0.1∼1(at.%) 첨가하여 용해한 액체를 급냉시켜 비정질리본을 제조한 후, 약 400℃ 온도에서 열처리하므로써 나노-사이즈의 클러스터 입자를 분산시킨 미세조직의 연자성재료를 얻어 고주파 대역에서도 사용할 수 있는 Fe계 비정질 연자성재료를 제조함을 특징으로 하는 Fe계 비정질 연자성재료의 제조방법.

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