KR100601413B1 - 연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대제조용 모합금 - Google Patents

연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대제조용 모합금 Download PDF

Info

Publication number
KR100601413B1
KR100601413B1 KR1020037016007A KR20037016007A KR100601413B1 KR 100601413 B1 KR100601413 B1 KR 100601413B1 KR 1020037016007 A KR1020037016007 A KR 1020037016007A KR 20037016007 A KR20037016007 A KR 20037016007A KR 100601413 B1 KR100601413 B1 KR 100601413B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
ribbon
atomic
amorphous alloy
based amorphous
Prior art date
Application number
KR1020037016007A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20040003056A (ko
Inventor
사카모토히로아키
사토유이치
Original Assignee
신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 filed Critical 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Publication of KR20040003056A publication Critical patent/KR20040003056A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100601413B1 publication Critical patent/KR100601413B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0206—Manufacturing of magnetic cores by mechanical means
    • H01F41/0213—Manufacturing of magnetic circuits made from strip(s) or ribbon(s)
    • H01F41/0226—Manufacturing of magnetic circuits made from strip(s) or ribbon(s) from amorphous ribbons

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

본 발명은, 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대, 이를 사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대 제조용 모합금에 관한 것으로, 이동하는 냉각 기판 상에, 슬롯 형상의 개구부를 구비한 주탕 노즐을 통해 용융 금속을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는 금속 박대로서, 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하의 P를 함유하는 비정질 모상의 적어도 한쪽의 박대 표면에, 두께가 5nm 이상 20nm 이하인 극박 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대에 관한 것이다.
비정질 합금 박대, 급랭 응고, 모합금, 극박 산화층, 편석층, 변압기, 철심, 연자기 특성, 철손, 자속 밀도, 어닐링

Description

연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를 사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대 제조용 모합금{FE-BASE AMORPHOUS ALLOY THIN STRIP OF EXCELLENT SOFT MAGNETIC CHARACTERISTIC, IRON CORE PRODUCED THEREFROM AND MASTER ALLOY FOR QUENCH SOLIDIFICATION THIN STRIP PRODUCTION FOR USE THEREIN}
본 발명은, 전력용 변압기, 고주파 변압기 등의 철심재에 사용되는 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대(thin strip), 이를 사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대 제조용 모합금에 관한 것이다.
비정질 합금 박대는, 합금을 용융 상태로부터 급랭함으로써 얻어진다. 박대를 제조하는 방법으로서는, 원심 급랭법, 단롤(單 roll)법, 쌍롤(雙 roll)법 등이 공지되어 있다. 이 방법들에 의해, 고속 회전하는 금속제 드럼의 내주면 또는 외주면에 용융 금속을 오리피스(orifice) 등으로부터 분출시켜 급속히 응고시키고, 박대나 세선을 제조한다. 또한, 함금 조성을 적정하게 선택함으로써, 자기적 성질, 기계적 성질 또는 내식성이 우수한 비정질 합금을 얻을 수 있다.
이 비정질 합금 박대는, 그 우수한 특성으로 인해, 많은 용도에 있어서 공업 재료로서 유망시되고 있다. 그 중에서도 전력 변압기, 고주파 변압기 등의 철심 재 료용으로서는, 철손이 낮고 포화 자속 밀도 및 투자율이 높다는 등의 이유에서, Fe기 비정질 합금 박대, 예를 들면 Fe-Si-B계 비정질 합금 박대 등이 채용되고 있다. Fe기 비정질 합금 박대를 철심 재료로서 사용하는 경우, 자기 특성 향상을 목적으로 박대 표면에 산화물 등의 절연 피막을 형성시키는 방법이 공지되어 있다. 절연 피막은, 박대를 둥글게 감거나 적층하여 제조되는 변압기 철심에 있어서, 층간 절연성을 높이고 통과 자속에 의해 발생하는 와전류 손실을 감소시키는 효과를 갖는다.
본 발명자들은, 일본 특허공개 평11-300450호 공보에, 급랭 응고시켜 얻을 수 있는 박대의 적어도 한쪽 표면에 적정 두께의 극박 산화층을 갖는 Fe기 비정질 합금 강대 및 상기 산화층의 하부에 P 및 S 중 적어도 1종을 함유하는 편석층을 갖는 박대를 개시하였다.
또한, 일본 특허공개 2000-309860호 공보에는, 극박 산화층과 비정질 모상의 계면 근방에 As, Sb, Bi, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소를 함유하는 편석층을 갖는 Fe기 비정질 합금 강대가 개시되어 있다. 또한, 일본 특허공개 2000-313946호 공보에는, 2층 구조의 극박 산화층을 갖는 Fe기 비정질 합금 박대 및 상기 산화층의 모상측의 제2층에 P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소가 편석되어 있는 강대가 개시되어 있다.
이 비정질 합금 박대들을 사용하여 권철심 변압기 또는 적철심 변압기를 조립하는 경우에는, 일반적으로 박대를 토로이드 형태로 감아서 권철심으로 하거나 여러 매의 박대편을 적층하여 적철심으로 한 후에, 자기 회로 방향으로 직류 자장을 인가하면서 어닐링을 실시하는 처리를 행한다. 어닐링의 목적은, 인가 자장 방향으로 자기 이방성을 출현시켜서 자속 밀도를 높이고, 박대 내에 존재하고 있는 변형을 저감시켜서 철손을 낮추는 것이다.
이 처리에 있어서, 어닐링 온도가 낮은 경우에는, 자기 이방성이 발생하기 어렵고 자속 밀도가 커지지 않을 뿐만 아니라, 변형도 제거되지 않으므로 철손이 저감되지 않는다. 그러나, 어닐링 온도가 낮은 경우에는, 어닐링에 의해 생기는 박대의 취화는 경감된다.
한편, 어닐링 온도가 높은 경우에는, 자속 밀도가 커짐과 더불어 충분히 변형이 제거되므로 철손도 저감되지만, 박대의 취화가 증가하게 된다. 이 어닐링에 의해 발생하는 취화의 원인은 명확하지는 않으나, 급랭 응고에 의해 비교적 랜덤하게 배치되어 있던 각 원자가 국부적으로 질서 구조를 취하기 때문에 발생하는 것으로 생각된다. 또한, 어닐링 온도가 높은 경우에는, 박대가 결정화되어 버리고, 이미 비정질 특유의 우수한 연자기 특성이 소멸되어 버린다.
따라서, 철심의 어닐링에는 최적 온도가 존재한다. 그러나 이 어닐링 처리에서는, 철심의 중량이 크고 체적이 클수록, 열처리로에 장입 후의 가열 중에, 철심의 각 부위에 온도 편차가 발생하기 쉬워진다. 온도 편차를 저감시키기 위해서는, 승온 과정 및 냉각 과정에 있어서 충분한 시간을 설정하면 되지만, 시간을 길게 하면 생산성이 저하한다.
종래에는 이러한 어닐링 공정의 개선책으로서, 철심의 내외주면에 단열재를 부착하여, 냉각시에 철심 내의 온도차를 가능한 한 저감시키는 방법(일본 특허공개 소63-45318호 공보) 등이 제안되어 있는데, 온도 편차가 있어도 문제가 발생하지 않도록 박대 그 자체를 개선하는 것이 바람직하다. 그러나, 어닐링 공정에서의 철심 각 부위의 온도 편차에 기인하는 성능 열화를 저감시킨 Fe기 비정질 합금 박대는, 종래에는 존재하지 않았다.
따라서, 본 발명자들은, Fe, Si, B, C의 한정된 조성 범위에 특정 범위의 P를 첨가함으로써, 어닐링 중의 철심 각 부위에 온도 편차가 생긴 경우 및 보다 낮은 온도에서 어닐링한 경우에도, 우수한 연자기 특성을 발현시킬 수 있고 박대의 취화를 억제할 수 있는 Fe기 비정질 합금 박대를 발명하여 출원(일본 특허출원 2000-123359호, 이하 선원발명이라고 칭함)하였다.
상기 각 공보에 개시되어 있는 Fe기 비정질 합금 박대의 바람직한 조성은, 일본 특허공개 평11-300450호 공보에서는 P와 S의 1종 이상을 0.0003 질량% 이상 0.1 질량% 이하의 범위로, 일본 특허공개 2000-309860호 공보에서는 As, Sb, Bi, Se, Te 중 적어도 1종 이상을 0.0003 질량% 이상 0.15 질량% 이하의 범위로, 일본 특허공개 2000-313946호 공보에서는 P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상을 0.0003 질량% 0.15 질량% 이하의 범위로, 각각 함유하고 있다.
P를 첨가한 Fe기 비정질 합금 박대는, 상기 선원발명의 명세서에 설명되어 있는 바와 같이, 일본 특허공개 소57-185957호 공보, 특허공개 평8-193252호 공보, 특허공개 평9-202946호 공보, 특허공개 평9-202951호 공보, 특허공개 평9-268354호 공보, 특허공개 평11-293427호 공보에 기재되어 있다. 그러나, 이러한 종래 발명들은 선원발명과는 조성이 다르고, 상기 온도 편차에 기인하는 성능 열화를 저감시키 기 위한 목적의 발명이 아니다.
또한, 이와 같은 Fe계 비정질 합금 박대를 주조하는 경우, 불순물 원소가 함유되어 있으면 낮은 철손이 얻어지지 않는다는 등의 이유에서, 철원으로는 전해철 등의 고순도 철이 사용되고 있지만, 본 발명자들은 질량%로 0.008% ≤P ≤0.1%, 0.15% ≤Mn ≤0.5%, 0.004 ≤S ≤0.05%의 불순물을 함유하는 특정 조성의 Fe-Si-B-C계 비정질 합금 박대를 일본 특허공개 평9-202946호 공보에 개시하였다. 이 박대에서는, 미량의 P 함유(0.1 질량%는 약 0.16 원자%에 상당)에 의해, 철손이 개선됨과 더불어 불순물로서의 Mn과 S의 허용량이 증가하므로, 통상의 철강 프로세스로 생산된 저가의 강을 철원으로 사용할 수 있다.
통상의 철강 프로세스용으로 생산된 강에는, 불순물 원소로서 상기 Mn과 S 이외에 각종 탈산제, 내화물 또는 제강 용기에 부착된 다른 강종 등에 기인하는 각종 원소가 존재한다. 그 중에서도, O, N 또는 C와 결합하여 석출물을 형성하기 쉬운 Al, Ti, Zr 등의 원소는 박대 주조시에 결정화를 촉진하므로, 이 원소들을 가능한 한 저감시킨 방법이 종래에 사용되고 있었다.
Al이 미량 첨가되었을 경우에 대해서는 "급속 냉각 금속에 관한 4차 국제 회의 회보(Proc. 4th Int. Conf. Rapidly Quenched Metals), 957 (1981)"에, Ti가 미량 첨가되었을 경우에 대해서는 "일본 금속 학회지, 제52권, 제7호, 733 (1988)"에, 박대 표층부가 결정화되어 철손이 열화한다는 점이 기재되어 있다.
또한, 일본 특허공개 평4-329846호 공보에는, 0.01 질량% 이상의 Al, Ti, Zr 중 적어도 1종 이상을 함유하는 저순도 원료를 사용하는 경우, 0.01 질량% ~ 1.0 질량%의 Sn 또는 0.01 질량% ~ 0.05 질량%의 S의 어느 1종 또는 2종을 첨가하여 특성 열화를 제어하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, Sn, S 첨가에 의해 취성이 열화한다고 기재되어 있다. 또한, 상기 공보의 실시예에 기재되어 있는 바와 같이, Sn 첨가재에 있어서도 W13/50로 표현된 철손은 0.15W/kg 이상으로 양호하지 못하다.
본 발명이 해결하려는 과제는, 전력용 변압기, 고주파 변압기 등의 철심재로 사용되는 Fe기 비정질 합금 박대에 있어서, 종래에는 바람직하지 않다고 하였던 P를 적극적으로 첨가하고 그 첨가량을 적정화함으로써, 박대의 비정질 모상의 특성을 보다 향상시킴과 더불어, 표면에 형성된 극박 산화층 및 이 극박 산화층과 비정질 모상 사이의 편석층을 포함하는 종합적인 연자기 특성이 우수한 박대를 제공하는 것이다.
또한, 본 발명은, 특정 범위의 P 첨가에 의해, 박대를 중합하여 철심으로 한 후 어닐링할 때에, 철심 각 부위에 온도 편차가 생긴 경우 및 보다 저온에서 어닐링한 경우에도, 우수한 연자기 특성의 발현이 가능하고 박대의 취화 제어가 가능한 Fe기 비정질 합금 박대에 있어서, Si 함유량의 하한을 명확히 하고 조성 범위를 확대하는 것을 과제로 한다.
또한, 본 발명은, Fe기 비정질 합금 박대에 있어서, Al, Ti 등 박대 주조시에 결정화를 촉진하는 것으로 알려진 불순물 원소를 함유하여도 결정화를 현저하게 제어하고, 철손 등의 특성을 열화시키지 않음으로써, 통상의 철강 프로세스로 생산 된 범용 강을 철원으로서 사용할 수 있도록 하는 것을 과제로 한다.
본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
(1) 이동하는 냉각 기판 상에, 슬롯 형상의 개구부를 구비한 주탕 노즐을 통해 용융 금속을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는 금속 박대로서, 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하의 P를 함유하는 비정질 모상의 적어도 한쪽의 박대 표면에, 두께가 5nm 이상 20nm 이하의 극박 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(2) (1)에 있어서, 상기 극박 산화층과 상기 비정질 모상 사이에 P와 S의 적어도 1종을 함유하는 편석층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(3) (1)에 있어서, 상기 극박 산화층이 2층 구조인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 박대 표면의 적어도 냉각 기판에 접촉하지 않는 쪽에 극박 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(5) (2) 내지 (4) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 편석층의 두께가 0.2nm 이상인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(6) (3) 또는 (4)에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 2개의 층이 모두 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(7) (3) 또는 (4)에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 박대 최표 면에 있는 제1 산화층이 결정질 산화물과 비정질 산화물의 혼합층이고, 상기 제1 산화층과 비정질 모상 사이에 있는 제2 산화층이 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(8) (3) 또는 (4)에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 박대 최표면에 있는 제1 산화층이 결정질 산화물층이고, 상기 제1 산화층과 비정질 모상 사이에 있는 제2 산화물이 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(9) (1) 내지 (8) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 극박 산화층이 Fe계, Si계, B계 또는 이들의 복합체로 구성된 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(10) (7) 내지 (9) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 극박 산화층을 구성하는 결정질 산화물이 스피넬 구조를 갖는 Fe계 산화물인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(11) (3), (4), 또는 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 전체 두께가 5nm 이상 20nm 이하이고, 상기 제1 산화층의 두께가 3nm 이상 15nm 이하이고, 상기 제2 산화층의 두께가 2nm 이상 10nm 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(12) (3), (4), 또는 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제2 산화층에, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소가 편석되어 있는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(13) (1) 내지 (12) 중 어느 한 항에 있어서, 상기 박대의 판 두께가 10㎛ 이상 100㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(14) Fe, Co, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성된 비정질 합금 강대로서, 조성이 원자%로, Fe1-XCox: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.4), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(15) (14)에 있어서, Fe1-XCox의 조성이 원자%로, Fe1-XCox: 80% 초과 82% 이하(0.05≤X≤0.4)인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(16) (14) 또는 (15)에 있어서, 어닐링 후의 B80이 1.37T 이상이고 B80의 표준편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때, ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 어닐링 온도 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(17) Fe, Ni, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성된 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe1-YNiY: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.2), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(18) (17)에 있어서, Fe1-YNiY의 조성이 원자%로, Fe1-YNiY: 80% 초과 82% 이하(0.05≤X≤0.2)인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(19) (17) 또는 (18)에 있어서, 어닐링 후의 B80이 1.35T 이상이고 B80의 표준편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때, ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 어닐링 온도 특성을 갖으며, 또한 어닐링 후의 박대의 180° 굽힘 시험에 있어서, 박대의 판 두께를 t, 파괴되었을 때의 굽힘 직경을 Df라고 할 때, 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)이 0.015 이상인 우수한 내취화 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(20) 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대 폭방향 각 부위에서의 어닐링후의 철손의 최대치를 Wmax, 최소치를 Wmin이라고 하였을 때, (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(21) 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대가 냉각 기판에 접촉하는 면에 불가피하게 형성되는 길이 500㎛ 이상 또는 폭 50㎛ 이상의 조대 에어 포켓의 개수가 10개/㎠ 이하인 영역이 면적율로 80% 이상인 양호한 박대 형상성을 갖고 있는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(22) 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대 폭방향의 임의의 위치에서의 판 두께의 최대치를 tmax, 최소치를 tmin이라고 하였을 때, Δt = tmax - tmin이 5㎛ 이하인 양호한 박대 형상성을 갖고 있는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(23) (22)에 있어서, 상기 Δt가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(24) Fe, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(25) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 2% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(26) (14) 내지 (25) 중 어느 한 항에 있어서, P의 조성이 원자%로, P: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(27) As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 나타내고, Fe, Si, B, C, M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, M: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(28) As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 나타내고, Fe, Si, B, C, P+M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P+M: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류 에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(29) (27)에 있어서, M의 조성이 원자%로, M: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(30) (28)에 있어서, P+M의 조성이 원자%로, P+M: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(31) (24), (25), (27) 내지 (30) 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 B80이 1.37T 이상이고 B80의 표준편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때의 어닐링 온도 폭 ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(32) (14) 내지 (19), (24), (25), (27) 내지 (30) 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 철손이 0.12W/kg 이하인 철손 특성을 갖음과 더불어, 상기 철손 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TBmax, 최소치를 TBmin이라고 하였을 때, ΔTB = TBmax - TBmin이 적어도 80℃인 어닐링 온도 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(33) (20) 내지 (23) 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 철손이 0.12W/kg 이하인 철손 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(34) (14) 내지 (16), (24), (25), (27) 내지 (30) 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 박대의 180° 굽힘 시험에 있어서, 박대의 판 두께를 t, 파괴되었을 때의 굽힘 직경을 Df라고 할 때, 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)이 0.01 이상인 우수한 내취화 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(35) (14) 내지 (34) 중 어느 한 항에 있어서, B의 조성이 원자%로, B: 5% 초과 14% 미만인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(36) (20) 내지 (35) 중 어느 한 항에 있어서, Fe의 조성이 원자%로, Fe: 80% 초과 82% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
(37) Fe, B, C 및 P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진 주요 원소와, O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소를 함유하는 불순물 원소로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 상기 석출물 형성 원소의 함유량이 질량%로 합계 2.5% 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(38) Fe, Si, B, C 및 P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진 주요 원소와, O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소를 함유하는 불순물 원소로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 상기 석출물 형성 원소의 함유량이 질량%로 합계 2.5% 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(39) (37) 또는 (38)에 있어서, 상기 석출물 형성 원소로서 Al과 Ti의 일방 또는 쌍방을 함유하고, 그 함유량이 질량%로, Al: 0.01% 이상 1% 이하, Ti: 0.01% 이상 1.5% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(40) (37) 또는 (39)에 있어서, 상기 주요 원소의 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상: 합계 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(41) (38) 또는 (39)에 있어서, 상기 주요 원소의 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Bi, S, Se, Te의 1종 또는 2종 이상: 합계 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(42) (37) 내지 (41) 중 어느 한 항에 있어서, Al의 함유량이 질량%로, 0.01% 이상 0.2% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(43) (37) 내지 (42) 중 어느 한 항에 있어서, Ti의 함유량이 질량%로, 0.01% 이상 0.4% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(44) (37) 내지 (43) 중 어느 한 항에 있어서, P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상의 함유량이 원자%로 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
(45) (14) 내지 (44) 중 어느 한 항에 기재된 Fe기 비정질 합금 박대를 토로이드 형태로 감고 어닐링한 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 권철심.
(46) (14) 내지 (44) 중 어느 한 항에 기재된 Fe기 비정질 합금 박대를 소정 형상으로 타발하고, 적층하고, 어닐링한 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 적철심.
(47) 합금 원소가 원자%로, Fe: 77% 이상 86% 이하, Si: 1.5% 이상 4.5% 이하, B: 5% 이상 19% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 16% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(48) 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 이하, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(49) 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(50) 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 2% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(51) 합금 원소가 원자%로, Fe1-XCoX: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.4), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(52) 합금 원소가 원자%로, Fe1-YNiY: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.2), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(53) 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, M(M은 As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상): 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
(54) (47) 내지 (53) 중 어느 한 항에 있어서, Al과 Ti의 일방 또는 쌍방을 함유하고, 그 함유량이 질량%로, Al: 0.01% 이상 1% 이하, Ti: 0.01% 이하 1.5% 이하인 것을 특징으로 하는 저가의 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
도 1은 비교예의 GDS 프로파일을 나타낸 도면이다.
도 2는 본 발명예의 GDS 프로파일을 나타낸 도면이다.
본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, 이동하는 냉각 기판 상에, 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해서 용융 금속을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지 는 금속 박대로서, 단롤법이나 쌍롤법 등에 의해 주조된다. 그리고, 비정질 모상에는 0.2원자% 이상 12원자% 이하의 P를 함유하고, 비정질 모상의 적어도 한쪽에의 박대 표면에, 두께가 5nm 이상 20nm 이하의 극박 산화층을 갖는다.
비정질 모상의 P는, 불순물로서 함유되는 범위를 초과하고, 주요한 함금 원소로서 적극적으로 첨가한 원소이다. P 첨가에 의해, 박대의 어닐링시, 응력 완화 효과가 증대하고, 우수한 연자기 특성이 발현하는 최적 온도 범위가 확대된다. 또한, 이 응력 완화 효과에 의해, 자벽 이동이 보다 용이하게 되어 히스테리시스 손실이 저감된다.
모상의 P 함유량이 0.2 원자% 미만이면 최적의 어닐링 온도 범위 확대 효과가 얻어지지 않고, 12원자%를 초과하여 함유시킨 경우에는 그 이상의 첨가 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라 자속 밀도가 저하한다. P가 1 원자% ~ 12 원자%이면 P 첨가 효과가 보다 효과적으로 발현되고, 1 원자% ~ 10 원자%이면 자속 밀도의 저하가 보다 억제되고 한층 더 효과를 발현시키는 것이 가능하다.
비정질 모상의 적어도 한쪽의 박대 표면에 형성된 극박 산화층은, 5nm 이상 20nm 이하의 적정한 두께를 갖는다. 비정질 합금 박대를 대기 중에서 주조하는 과정에서, 박대 표면에는 산화층이 형성되고, 그 두께는 박대의 온도나 박대 근방의 분위기에 의해 변화한다. 본 발명자들은 실험 결과, 이 산화물이 5nm ~ 20nm의 아주 얇은 극박 산화층인 경우에 비정질 모상의 자구 세분화 효과에 의해 우수한 저철손화 효과가 나타났다.
극박 산화층의 두께가 5nm 미만이면, 균일한 산화층을 형성시키는 것이 곤란 하고, 자구 세분화가 행해지지 않기 때문인 것으로 생각된다. 자구 세분화는, 극박 산화층에 의해 박대에 장력이 작용함에 의한 것으로 추정된다. 박대의 표면에 외부로부터 산소가 침입하여 극박 산화층이 형성되므로, 체적 팽창에 의해 박대에 장력이 작용하는 것으로 생각되며, 극박 산화층을 두껍게 하면, 장력이 증가하여 철손이 저하한다. 따라서, 두께가 20nm를 초과하면 철손 저하 효과는 나타나지 않았다.
또한, 본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, 극박 산화층과 비정질 모상 사이에 P 및 S의 적어도 1종을 포함하는 편석층을 갖는 박대이다. 이와 같은 편석층을 갖으면, 극박 산화층만의 경우보다도 철손이 더욱 감소한다. 또한, 극박 산화층의 두께 증가에 따라 히스테리시스 철손도 감소한다. 이 히스테리시스 철손의 저감은, P 및 S의 적어도 1종을 함유하는 편석층이 비정질 모상과 극박 산화층 사이에 형성됨으로써, 양자의 계면을 평활하게 하고 자벽의 이동을 보다 용이하게 하기 때문인 것으로 추정된다. 이러한 효과는, 편석층의 두께가 0.2nm 이상에서 현저해지고, 15nm를 초과하여도 더 이상의 향상은 기대할 수 없다. 편석층이 있는 경우에, 극박 산화층의 두께가 100nm 정도까지 철손 저감 효과가 나타난다.
또한, 본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, 극박 산화층이 2층 구조를 갖는 박대이다. 박대 주조시에 있어서 분위기 중의 산소 농도를 높이거나 냉각 롤로부터의 박대 박리 온도를 높여, 극박 산화층을 단지 두껍게 할 뿐만 아니라 2층 구조로 함으로써 철손을 보다 낮출 수 있다.
극박 산화층이 2층 구조를 갖는 본 발명의 박대는, 박대 최표면의 층을 제1 산화층, 상기 제1 산화층과 비정질 모상 사이에 있는 층을 제2 산화층이라고 하면, 제2 산화층은 비정질 산화층으로 구성되고, 제1 산화층은 비정질 산화물층, 결정질 산화물층의 어느 것이든지 상관없고, 비정질 산화물과 결정질 산화물의 혼합층이어도 된다.
주조 조건에 의해 제1 산화층의 구조를 변화시키는 것이 가능하다. 제1 산화층 중의 Fe 양을 증가시킴에 따라, 비정질로부터 비정질과 결정질의 혼합층, 더 나아가서는 결정질로 제1 산화층의 결정화를 진행시키는 것이 가능하다. 제1 산화층의 결정화가 진행할수록, 철손 저감 효과는 커지게 된다. 주조 분위기의 산소 농도를 증가시키고, 박대의 박리 온도를 높이고, 후술할 원소를 첨가함으로써, 제1 산화층 중의 Fe 양을 증가시킬 수 있다.
제2 산화층은, 주조 조건에 의존하지 않고, 비정질 산화물의 상태가 변화하지 않는다. 이는, 제2 산화층은 제1 산화층에 비하여 Si, B가 많기 때문인 것으로 추정된다.
2층 구조를 갖는 극박 산화층의 전체 두께가 증가할수록 철손이 저하한다. 이는, 극박 산화층이 박대에 장력을 작용시켜 자구를 세분화하고 와전류 손실을 저감시키기 때문이고, 산화층이 두꺼워질수록 박대에 작용하는 장력이 커지게 되고, 자구가 세분화되어 철손이 저하한다. 산소 침입이 용이한 제1 산화층은 우선 팽창하여 장력을 작용시키는 역할을 하고, 제2 산화층은 그 장력을 모상에 전달하는 역할과 모상으로부터의 제1 산화층의 박리를 방지하는 역할을 하는 것으로 생각된다.
따라서, 제1 산화층이 두꺼워질수록 철손은 저하한다. 그러나, 제2 산화층에 비하여 제1 산화층이 너무 두꺼워지면, 철손 저감 효과는 작아진다. 이는, 장력이 장력이 너무 커지게 되어 극박 산화층의 일부가 모상으로부터 박리되고, 모상에 장력이 작용하지 않게 되기 때문인 것으로 생각된다. 또한, 제1 산화층의 구조가 전술한 바와 같이 비정질로부터 결정질로 변화함에 따라서, 철손이 저하하는 경향이 있다. 이는, 결정화되는 편이 보다 강성이 강하고, 보다 높은 장력이 작용하기 때문인 것으로 생각된다.
또한, 2층 구조를 갖는 본 발명 박대에 있어서, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소를 함유시킨 경우에, 이 원소들은 제2 산화층에 편석된다. 함유 원소량, 박대 박리 온도, 주조 분위기의 산소 농도를 제어함으로써, 편석량을 변화시키는 것이 가능하다.
제2 산화층에 편석된 이 원소들의 효과는, 제1 산화층의 성장을 촉진하여 박대의 와전류 손실을 저감시키는 작용에 의한 것이다. 산화물 중에 있어서, Fe 이온은 +2가 또는 +3가인 반면에, P, As, Sb, Bi의 5족 원소는 +5가이고, S, Se, Te의 6족 원소는 +6가이며, 어느 경우에나 Fe 보다도 다가이다.
이 원소들이 Fe와 치환되어 극박 산화층의 제2 산화층에 들어가면, 전하 균형이 무너지고, 이를 완화하기 위하여 금속 이온 결함(Fe 이온 결함)이 증대한다. 그렇게 되면, 결함이 증대한 제2 산화층을 통하여, 비정질 모상으로부터 제1 산화층으로 금속 이온이 용이하게 확산되고, 제1 산화층의 성장이 촉진되는 것으로 생각된다. 또한, 제1 산화층 중의 Fe 양이 증가한 결과, 제1 산화층은 결정화되기 용이해진다.
그 결과, 박대에 작용하는 장력이 커지고, 자구 세분화가 일어나고, 와전류 손실이 저감한다. 또한, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소는, 히스테리시스 손실을 저감시키는 효과도 있다. 이 효과는, 제2 산화층과 비정질 모상의 계면이 평활화되고 자벽 이동이 용이해지기 때문에 나타나는 것으로 추정된다.
모상 중의 P 함유량을 전술한 바와 같이 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하로 하는데, P와 함께 또는 P 대신에 As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종을 함유시키는 것이 가능하고, 그 함유량을 합계로 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하로 하는 것이 가능하다. 이 원소들 중, P와 S의 사용이 비용의 측면에서 저가이므로 특히 바람직하다.
또한, 극박 산화층을 구성하는 결정질 산화물은 스피넬 구조를 갖는 Fe계 산화물인 것이 바람직하다. 결정화가 진행된 제1 산화층의 산화물 구조를 조사한 결과, Fe3O4 또는 γ-Fe2O3를 주성분으로 하는 스피넬 구조이었다. 이와 같은 산화물에 의해 모상에 대하여 효과적인 장력을 작용시키는 것이 가능하다.
또한, 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 두께에 대해서도, 전체 두께가 5nm 이상 20nm 이하인 것이 바람직하다. 5nm 미만에서는 산화층이 2층화되기 어렵고, 20nm를 초과하여도 그 이상의 철손 저하 효과가 나타나지 않는다. 제1 산화층의 두께는 3nm 이상 15nm 이하가 바람직하다. 3nm 미만에서는 철손 저감 효과가 그다지 커지지 않고, 15nm를 초과하여도 철손 저감 효과는 변화하지 않게 된다. 제2 산화층의 두께는 2nm 이상 10nm 이하가 바람직하다. 2nm 미만에서는 철손 저감 효과가 그다지 크지 않고, 10nm을 초과하면 제2 산화층을 통해 나가는 Fe 양이 감소하므로, 큰 장력을 생성시키는 제1 산화층의 성장이 방해를 받는다.
상기 본 발명의 박대에 있어서, 극박 산화층 및 편석층은, 반드시 박대의 양면에 존재할 필요는 없고, 어느 한쪽 면에 존재한다면 철손 저감 효과가 얻어진다. 그러나, 박대 주조시에 극박 산화층의 두께가 용이하게 제어된다는 점, 냉각 기판에 접촉하는 면은 에어 포켓이 있어 극박 산화층이 균일해지기 어렵다는 점으로부터, 적어도 냉각 기판에 접촉하지 않는 쪽의 면에 극박 산화층을 갖는 것이 바람직하다.
그리고, 극박 산화층은 Fe계, Si계, B계의 산화물, 또는 이들의 복합 산화물로 구성되어 있는 것이 바람직하다. 그 중에서도, Fe계, Si계의 산화물을 주체로 하는 것이 보다 바람직하다. 이 산화물들이 실온 이상의 온도에서 박대 표면에 형성됨으로써, 비정질 모상에 최적의 장력을 작용시키고, 자구 세분화에 의해 철손을 보다 효과적으로 저하시킨다.
본 발명에서의 박대의 바람직한 판 두께는 10㎛ 이상 100㎛ 이하이다. 10㎛ 미만에서는 박대를 안정적으로 주조하는 것이 곤란하고, 100㎛를 초과하는 경우에도 안정적으로 주조하는 것이 어려우며, 또한 박대가 취화되기 때문이다. 보다 바람직한 판 두께는 10㎛ 이상 70㎛이고, 이 범위에서는 보다 안정적으로 주조를 행하는 것이 가능하다. 박대의 폭은 특별히 규정되지는 않으나, 20mm 이상이 바람직하다.
본 발명에서의 Fe기 비정질 합금 박대 및 그 기초가 되는 모합금의 조성(조 성은 원자%, 이하 동일)은, 전술한 바와 같이, P를 0.2% 이상 16% 이하로 하는 것 외에, Fe는 70% 이상 86% 이하, Si는 19% 이하, B는 2% 이상 20% 이하, C는 0.02% 이상 8% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P의 일부를 As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 치환하여도 무방하다. 전형적인 성분 조성으로서, 고자속 밀도를 갖는 박대를 얻기 위해서는 Fe-Co계 합금을, 박대의 취성 개선을 도모하기 위해서는 Fe-Ni계 합금을, 박대의 폭방향 철손 특성의 균일화, 표면 성상과 판 두께 균일화를 도모하기 위해서는 Fe-(Si)-B-P계 합금을 이용하는 것이 바람직하다. 이하에 구체적인 성분 조성을 설명한다.
1) Fe, Co, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe1-XCoX: 78% 이상 86% 이하, 바람직하게는 80% 초과 82% 이하(0.05 ≤X ≤0.4), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하로 이루어진 구성인 것.
2) Fe, Ni, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe1-YNiY: 78% 이상 86% 이하, 바람직하게는 80% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
3) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, 또한 B+P: 12% 이상 20% 이하로 이루어진 조성인 것.
4) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
5) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 2% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
6) As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 표시할 경우에, Fe, Si, B, C, M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, M: 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
7) As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 표시할 경우에, Fe, Si, B, C, P+M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P+M: 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
8) Fe, B, C 또는 Fe, Si, B, C 및 As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진 주요 원소와, O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소로 구성되고, 상기 석출물 형성 원소의 함유량이 질량%로 합계 2.5% 이하의 범위로 이루어진 조성인 것.
9) 8)에 기재된 조성에 있어서, 상기 석출물 형성 원소로서, 추가로 Al, Ti의 일방 또는 쌍방을 함유하고, 그 함유량이 질량%로, Al: 0.01% 이상 1% 이하, 바람직하게는 0.01% 이상 0.2% 이하, Ti: 0.01% 이상 1.5% 이하, 바람직하게는 0.01% 이상 0.4% 이하로 이루어진 조성인 것.
10) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
11) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.2% 이상 12% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
12) Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대 및 모합금이, Fe: 77% 이상 86% 이하, Si: 1.5% 이상 4.5% 미만, B: 5% 초과 19% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 16% 이하, 바람직하게는 1% 이상 12% 이하로 이루어진 조성인 것.
박대를 철심으로 사용하는 경우, 포화 자속 밀도를 1.5T 이상의 높은 값으로 할 필요가 있으므로, Fe는 70 원자% 이상으로 하고, 86 원자%를 초과하면 비정질 형성이 곤란해진다.
Si 및 B는 비정질 형성능 및 열안정성을 향상시키기 위한 원소이다. 상기 범위 미만에서는 비정질이 안정적으로 형성되기 어렵고, 상기 범위를 초과하여도 원료 비용이 높아질 뿐이고 비정질 형성능이나 열안정성이 더욱 향상되지는 않는다.
C는 박대의 주조성 향상에 효과가 있는 원소이다. C를 상기 범위 함유시킴으로써, 용탕과 냉각 기판의 젖음성이 향상하여 양호한 박대를 주조하는 것이 가능하다.
또한, 자기 특성을 더욱 안정화시키기 위해서는, Fe를 78 원자% ~ 86 원자%, Si를 2 원자% ~ 4 원자% 미만, B를 5 원자% 초과 ~ 16 원자%로 하는 것이 바람직하다. 또한, Fe를 80 원자% 초과 ~ 82 원자%, B를 5 원자% 초과 ~ 14 원자%의 범위로 함으로써, 특히 극박 산화층에 의한 철손 저감 효과가 증가한다.
본 발명의 박대는, 단롤 장치뿐만 아니라, 쌍롤 장치, 드럼의 내벽을 이용하는 원심 급랭 장치, 순환 벨트를 사용하는 장치에 의해서도 제조될 수 있다.
박대 단면 방향으로부터의 TEM 관찰에 의해, 극박 산화층의 두께 및 구조를 조사하는 것이 가능하다. 또한, GDS(글로 방전 발광 분광법), SIMS 등의 표면 해석 방법을 이용하여 측정한 각 원소의 깊이 방향 프로파일로부터, 산화층 중의 각 원소의 상태 및 편석 상태를 조사하는 것이 가능하다.
본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, Fe, B 및 C를 한정한 조성 범위에 있어 서, 소정량의 P를 첨가하고, Si를 첨가하지 않거나 또는 소량의 Si를 첨가한 것이다. 이와 같은 조성으로 함으로써, 박대를 중합하여 철심으로 한 후 어닐링할 때에, 철심 각 부위에 온도 편차가 생긴 경우에도 어닐링 후의 자속 밀도가 현저하게 향상하고, 또한 철심 각 부위의 자속 밀도의 편차가 작다. 또한, 적정한 어닐링 온도 범위를 확대할 수 있고, 보다 낮은 온도에서 어닐링한 경우에 있어서도 우수한 연자기 특성을 발현시킬 수 있고, 어닐링에 의한 박대의 취화를 억제할 수 있다.
본 발명에 있어서, 어닐링 후의 자속 밀도를 평가하기 위하여, 주파수 50Hz, 최대 인가 자장 80A/m의 교류 자장을 인가한 경우의 최대 자속 밀도 B80을 측정하였으며, 어닐링시의 온도 편차에 의한 철심 각 부위의 자속 밀도의 편차를, B80의 표준 편차로 평가함과 더불어, 우수한 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 최고 온도를 TAmax, 최저 온도를 TAmin이라고 하였을 때의 어닐링 온도 폭 ΔTA = TAmax - TAmin으로 평가하였다.
또한, 어닐링 후의 철손을 평가하였으며, 상기 온도 편차에 의한 철심 각 부위의 철손의 편차를, 우수한 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 최고 온도 TBmax, 최저 온도를 TBmin이라고 하였을 때의 어닐링 온도 폭 ΔTB = T Bmax - TBmin으로 평가하였다.
어닐링에 의한 박대의 취화 특성에 대해서는, 어닐링 후의 박대의 180° 굽힘 시험에 있어서, 박대의 판 두께를 t, 파괴되었을 때의 굽힘 직경을 Df라고 하였 을 때의 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)로 판정하였다.
이하에 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다.
Fe는 78 원자% 이상 86 원자% 이하로 한다. Fe가 70 원자% 미만인 경우에는, 철심으로서의 충분한 자속 밀도가 얻어지지 않고, 86 원자%를 초과하는 경우에는 비정질 형성이 곤란하게 되어 양호한 자기 특성이 얻어지지 않게 된다.
또한 Fe를 80 원자% 초과로 함으로써, 보다 넓은 어닐링 온도 범위에 있어서, 또한 저온측의 어닐링에 있어서, B80 ≥1.35T의 우수한 연자기 특성이 보다 안정적으로 얻어진다. 또한, Fe를 82 원자% 이하로 함으로써, 비정질이 보다 안정적으로 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 보다 안정적으로 얻어진다.
Si는, 첨가하지 않거나, 또는 0.02 원자% 이상 4 원자% 미만 첨가한다. 첨가하는 경우의 하한인 0.02 원자%는, 불순물로서 불가피하게 함유되는 양을 초과하는 값으로서 한정하였다. 본 발명의 조성에 있어서는, P 첨가의 효과에 의해, Si 무첨가 또는 4 원자% 미만의 Si 첨가에서도, 비정질이 안정적으로 형성된다. 이는, 하기 범위의 C 첨가가 선원발명에서 설명한 Si 하한의 효과를 초래하고, 양호한 비정질 박대를 안정적으로 형성시키는 것이 가능하기 때문이다. 또한, 4 원자% 이상의 경우에는, 주요 원소로서 P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 첨가함에 의한 상기 효과가 얻어지기 어렵게 된다.
C는 0.02 원자% 이상 8 원자% 이하로 한다. C는 박대의 주조성에 효과가 있 는 원소이다. C를 0.02 원자% 이상 함유시킴으로써, 용탕과 냉각 기판의 젖음성이 향상하고, 양호한 비정질 박대를 안정적으로 형성시키는 것이 가능하다. 그러나, 8 원자%를 초과하여 함유시켜도 그 효과가 더욱 향상되지는 않는다.
또한, 선원발명에서는 C를 0.02 원자% 이상 4 원자% 이하로 하고 있는데, 본 발명에서는 Si를 상기 범위로 하였으므로, 본 발명에 있어서는 (Si+C) 양을 0.02 원자% 이상 8 원자% 미만으로 하는 것이 가능하다.
B는 5 원자% 초과 16 원자% 이하로 한다. B가 5 원자% 이하이면 비정질이 안정적으로 형성되기 어렵게 되고, 16 원자%를 초과하여도 비정질 형성능이 더욱 향상되지는 않는다. 또한, B를 14 원자% 미만으로 함으로써, "P 첨가에 의한 최적 어닐링 온도 범위의 확대 효과" 또는 "P 첨가에 의한 어닐링 온도 범위의 저온측으로의 확대 효과"가 보다 유효하게 발현된다. 즉, B가 5 원자% 초과 14 원자% 미만인 범위에 있어서, B80의 편차가 보다 작은 우수한 연자기 특성과 εf ≥0.01인 보다 우수한 내취화 특성을 갖는 비정질 합금 박대가 얻어진다.
P는 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하로 한다. P는 본 발명에서의 가장 중요한 원소이다. 본 발명자들은 이미 일본 특허공개 평9-202946호 공보에서, 0.008 질량% 이상 0.1 질량%(0.16 원자%) 이하의 P 첨가는, Mn과 S의 허용 함유량을 증가시켜 저렴한 철원의 사용을 가능하게 하는 효과가 있다는 점을 개시하였는데, 본 발명에서는 상기 공보에 개시된 양을 초과하는 P를 적정량 첨가함으로써, 철심의 어닐링 공정에서 철심 각 부위의 온도 편차가 생긴 경우에 있어서도, 상기 온도 편차에 의 한 연자기 특성의 열화를 방지한다. 또한, 철심의 취화가 생기는 온도보다도 저온측에서 용이하게 어닐링하는 것이 가능하다.
P가 0.2 원자% 미만에서는, 최적 어닐링 온도 범위를 확대하는 효과, 또한 어닐링 온도 범위를 저온측으로 확대하는 효과가 얻어지지 않고, 12 원자%를 초과하여 함유시켜도 P에 의한 그 이상의 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라 자속밀도가 저하하여 버린다.
또한, P를 1 원자% 이상으로 함으로써, P의 효과에 의한 자속 밀도 B80의 편차가 한층 더 억제됨과 더불어, B80 ≥1.35T와 εf ≥0.01이 보다 안정적으로 얻어진다. 즉, P가 1 원자% 이상 12 원자% 이하이면, 자속 밀도의 저하도 억제되고, 한층 더 P 첨가 효과가 발현된다.
또한, 본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, 불가피한 불순물로서 일본 특허공개 평9-202946호 공보에 개시된 바와 같은 수준의 Mn, S 등의 원소를 함유하고 있어도 특별한 문제가 생기지는 않는다.
조성 범위의 특정에 관하여 중요한 점은, 본 발명에서의 P의 효과는 Fe, Si, B, C계의 한정된 조성 범위에 소정량의 P를 첨가함으로써 달성될 수 있다는 것이고, 특히 저Si의 범위에 있어서 처음으로 P의 첨가 효과가 발현되었고, C가 0.02 원자% 이상 첨가되어 있으면, Si가 첨가되지 않아도 또는 Si가 2 원자% 미만이어도 된다는 점이다.
본 발명의 박대의 조성을 전술한 바와 같이 한정함에 의해, 권철심이나 적철 심을 조립하는 경우에 있어서 어닐링을 행한 후의 철심 각 부위의 자속 밀도가 B80≥1.35T이고, 자속 밀도의 향상 효과가 나타난다. 그리고, B80의 표준 편차가 0.1 미만인 우수한 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 어닐링 온도 폭 ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 특성을 가지며, 넓은 온도 범위의 온도 편차에도 대처가 가능하다.
또한, 어닐링 후의 철손이 0.12W/kg 이하인 철손 특성 및 상기 어닐링 온도 폭 ΔTB = TBmax - TBmin이 적어도 60℃인 특성을 가지며, 넓은 온도 범위의 온도 편차에도 대처가 가능하다.
또한, 어닐링 후의 박대는, 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)가 0.01 이상인 우수한 내취화 특성을 갖는다.
그리고, 상기 본 발명 박대를 토로이드 형태로 감아서 어닐링한 권철심 및 상기 본 발명 박대를 소정 형상으로 타발하고 적층하여 어닐링한 적철심은, 모두 교류에서의 연자기 특성이 우수한 철심이다.
본 발명의 Fe기 비정질 합금 박대는, 주요 원소와 불순물 원소로 구성되고, 주요 원소로서 Fe-B-C계 또는 Fe-B-C-Si계에 P, As, B, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 첨가함으로써, 불순물 원소로서 O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소가 합계 2.5 질량% 이하의 범위로 함유되어 있어도, 박대 주조시의 결정화를 억제하고, 철손 등의 특성을 열화시키지 않도록 한 것이다.
상기 석출물 형성 원소는, O, N 또는 C와 결합하여 석출물을 형성하기 쉬운 원소이다. 구체적으로는 Al, Ti, Zr, V, Nb 등을 예로 들 수 있는데, 특히 Al과 Ti의 일방 또는 쌍방으로 하는 것이, 실용면에서 효과적이다. 통상의 철강 프로세스로 생산되는 강에는, 최근 Al 탈산이 많은 경우에 채용되고 있고, Ti도 탈산제나 첨가 원소로서 채용되고 있으므로, 이 원소들을 함유하는 강을 철원으로서 사용할 수 있다는 점은, 박대의 소재 비용 삭감에 있어서 효과적이다. 이 원소들이 합계 2.5 질량%를 초과하여 함유되면, 철손이 소정치를 초과하여 열화하여 버리므로, 2.5 질량% 이하로 하였다.
이하에 바람직한 조성의 한정 이유를 설명한다.
Al에 대해서는 0.01 질량% 이상 1 질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. Al이 0.01 질량% 미만에서는 비용 삭감 효과가 얻어지기 어렵고, 1 질량%를 초과하여도 그 이상의 비용 삭감 효과는 얻어지기 어렵다. 또한, 저철손치를 보다 안정적으로 얻기 위해서는, 0.2 질량% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ti에 대해서는, 0.01 질량% 이상 1.5 질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti가 0.01 질량% 미만에서는, 비용 삭감 효과가 얻어지기 어렵고, 1.5 질량%를 초과하여도 그 이상의 비용 삭감 효과는 얻어지기 어렵다. 또한 저철손치를 보다 안정적으로 얻기 위해서는, 0.4 질량% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
P, As, Bi, S, Se, Te는, 본 발명에서의 주요 원소로서 가장 중요한 원소이고, 1종 또는 2종 이상으로 합계 0.2 원자% 이상 12 원자% 이하로 하는 것이 바람직하며, 1 원자% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
전술한 바와 같이 본 발명자들은, 일본 특허공개 평9-202946호 공보에서, 0.008 질량% 이상 0.1 질량%(0.16 원자%) 이하의 미량의 P를 불순물로서 함유하면, Mn과 S의 허용 함유량을 증가시켜 저렴한 철원의 사용을 가능하게 하는 효과가 있다는 점을 개시하였는데, 본 발명에 있어서는, P를 주요 원소로서 적극적으로 첨가한다. 이와 같은 P 첨가는, Al, Ti 등의 상기 석출물 형성 원소에 의한 주조시의 결정화를 현저하게 억제하는 효과가 있고, 그 효과는 As, Bi, S, Se, Te에 대해서도 P와 동등하다. 그리고, 이 원소들의 바람직한 첨가량은, 상기 공보에서의 P 함유량을 초과한다.
이 원소들 중 1종 또는 2종 이상이 합계 0.2 원자% 미만인 경우에는, 상기 결정화 억제의 현저한 효과가 얻어지기 어렵고, 12 원자%를 초과하여도 상기 석출물 형성 원소의 허용량을 확대하는 효과는 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 박대의 자속 밀도가 저하할 우려가 있다. 또한, 1 원자% 이상으로 함으로써, 자속 밀도의 편차 억제 효과가 보다 발현됨과 더불어, 박대의 취화 억제 효과가 보다 안정적으로 얻어진다.
<실시예>
(실시예 1)
Fe80.4Si2.5B9.4P6.4C1.3(원자%)의 조성의 비정질 박대를 단롤법에 의해 주조하였다. 분위기 제어 가능한 체임버 내에서 주조를 행하였고, 주조 분위기의 산소 농도를 변화시켜 극박 산화층의 두께를 변화시켰다. 냉각 롤은 외경 300mm의 Cu 합금제 이고, 박대의 폭은 25mm이다. 극박 산화층의 두께는 GDS(글로 방전 발광 분광법, 스퍼터 속도 50nm/초)에 의해 얻어진 각 원소의 농도 프로파일로부터 구하였다.
각 박대를 360℃에서 1시간, 질소 분위기 중, 자장 중에서 어닐링을 행한 후, SST(단판 자기 측정기(single strip tester))를 사용하여, 주파수 50Hz, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손 W13/50을 측정하였다. 극박 산화층의 두께는 어닐링 전후에 거의 변화가 없었다. 결과를 표 1에 나타내었다.
극박 산화층의 두께가 5nm 미만의 비교예 1에 대하여, 극박 산화층의 두께가 5nm ~ 20nm인 본 발명예 2 ~ 발명예 8은 철손이 명료하게 저하하고 있다. 비교예 1은 극저 산소 분위기에서 주조한 것이다. 상기 두께가 20nm를 초과하는 비교예 9 및 비교예 10은 비교예 1과 같은 정도로 철손이 상승하고 있다.
본 발명예 2-a는 발명예 2의 박대의 자유면을 마스킹하여 에칭하고 롤면의 극박 산화층을 제거한 것이고, 발명예 2-b는 동일한 방법으로 자유면의 극박 산화층을 제거한 것이다. 발명예 2, 발명예 2-a 및 발명예 2-b의 철손은 거의 변화가 없다는 점으로부터, 극박 산화층은 박대 표면의 편측에 있으면 된다는 것을 알 수 있다.
번호 구분 박대의 두께 (㎛) 극박 산화층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg)
냉각 기판에 접촉하지 않는 면 (자유면) 냉각 기판에 접촉하고 있는 면 (롤면)
1 비교예 25 4.1 3.8 0.132
2 발명예 25 5.3 5.2 0.102
2-a 발명예 24 5.3 0 0.100
2-b 발명예 27 0 5.2 0.103
3 발명예 27 6.5 6.2 0.092
4 발명예 26 8.4 8.3 0.071
5 발명예 27 10.6 9.5 0.063
6 발명예 28 14.5 14.2 0.079
7 발명예 30 16.4 16.1 0.091
8 발명예 32 19.4 19.1 0.108
9 비교예 29 22.1 20.8 0.131
10 비교예 26 24.1 23.9 0.135
(실시예 2)
Fe80.7Si2.6B15.7-XPXC1.0(원자%)에서 X = 0 원자% ~ 15 원자%로 변화시킨 조성의 비정질 박대를 단롤법에 의해 대기 중에서 주조하였다. 냉각 롤은 외경 600mm의 Cu 합금제이다. 박대의 폭은 25mm, 두께는 27㎛이다. 극박 산화층의 두께는 실시예 1과 같은 방법으로 구하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 어닐링하고, 동일한 방법으로 철손을 측정하였다. 결과를 표 2에 나타내었다.
모상 중에 P를 함유하지 않는 비교예 11에 대하여, 0.2 원자% ~ 12 원자%의 P를 함유하는 본 발명예 12 ~ 발명예 18은 철손이 명료하게 저하하고 있다. 본 발명 범위에서는 P 양에 그다지 의존하지 않고, 9nm ~ 11nm의 대략 같은 두께의 극박 산화층이 얻어졌다. P가 12 원자%를 초과하는 비교예 19 및 비교예 20은, 자속 밀도가 저하하였다. 또한, 모상 중의 P 양은 모함금의 첨가 P 양에 의존하여 변화하였다.
발명예 11 및 비교예 15에 대하여, 각 원소의 GDS 프로파일을 도 1 및 도 2에 나타내었다. O 농도가 높은 부분이 극박 산화층이다. 본 발명 범위의 P를 함유하는 발명예 15에서는, 모상 중에도 고농도의 P가 함유되어 있을 뿐만 아니라, 극박 산화층의 모상측에 P의 편석이 나타남을 알 수 있다.
번호 구분 모상 중의 P 양 (원자%) 극박 산화층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg)
냉각 기판에 접촉하지 않는 면 (자유면) 냉각 기판에 접촉하고 있는 면 (롤면)
11 비교예 0 3.9 3.7 0.131
12 발명예 0.3 9.4 9.3 0.082
13 발명예 1.2 9.5 9.4 0.072
14 발명예 3.5 9.8 9.4 0.070
15 발명예 6.4 10.2 9.9 0.065
16 발명예 9.7 10.1 9.9 0.067
17 발명예 10.5 10.9 10.7 0.069
18 발명예 11.8 11.0 10.8 0.089
19 비교예 13.6 11.0 10.9 0.090
20 비교예 14.8 11.1 11.0 0.098
(실시예 3)
Fe80.4Si2.5B10P6.1C1(원자%)에 0.007 질량%의 S를 첨가한 조성의 비정질 박대를, 실시예 1과 마찬가지로 단롤법에 의해 주조하였다. 편석층의 두께를 변화시키기 위하여, 박대의 냉각 속도를 변화시켰다. 극박 산화층 및 편석층의 두께는 실시예 1과 동일한 방법으로 구하였다. 실시예 1과 동일한 방법으로 어닐링하고, 동일한 방법으로 철손을 측정하였다. 결과를 표 3에 나타내었다.
GDS 프로파일(미도시)로부터, 극박 산화층 중의 P 및 S는 모상측에 편석되어 있음을 확인할 수 있었다. 또한, 산소 피크와 중첩된 위치에 Fe, Si, B의 피크가 관찰된 점으로부터, Fe계, Si계, B계의 산화물을 함유하는 극박 산화층이 형성되어 있음을 알 수 있었다. 극박 산화층을 에칭으로 제거한 후에, 모상 중의 P를 분석한 결과, 전체 분석치와 동등한 6.1 원자%이었다. 이는, 극박 산화층 중에 함유된 P 양이 전체의 P 양에 비하여 극히 소량이기 때문이다.
표 3의 결과로부터, 편석층의 두께가 0.2nm 미만인 비교예 21에 대하여, 0.2nm 이상인 본 발명예 22 ~ 발명예 27은 철손이 명료하게 저하하고 있음을 알 수 있다. 또한, 극박 산화층의 두께가 20nm에 접근하면 철손이 상승하기 시작하는데, 발명예 27과 발명예 8을 비교하면 알 수 있는 바와 같이, 편석층을 갖는 본 발명예에서는 철손의 상승이 억제된다. 비교예 28은, 극박 산화층이 20nm를 초과하고, 철손 저하의 효과가 사라졌다.
또한, 발명예 23-a 및 발명예 23-b는, 실시예 1의 발명예 2-a 및 발명예 2-b와 동일한 방법으로 편면의 극박 산화층 및 편석층을 제거한 예이고, 극박 산화층, 편석층이 함께 박대의 편면에 있으면 된다는 점을 알 수 있다.
번호 구분 박대의 두께 (㎛) 극박 산화층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg)
냉각 기판에 접촉하지 않는 면 (자유면) 냉각 기판에 접촉하고 있는 면 (롤면)
극박 산화층 편석층 편석층의 종류 극박 산화층 편석층 편석층의 종류
21 비교예 24 3.9 0.1 P,S 3.7 0.1 P,S 0.131
22 발명예 26 5.3 2.2 P,S 5.2 2.1 P,S 0.100
23 발명예 26 6.9 4.2 P,S 6.8 4.0 P,S 0.099
23-a 발명예 27 6.9 4.2 P,S 0 0 P,S 0.100
23-b 발명예 27 0 0 P,S 6.8 4.1 P,S 0.098
24 발명예 29 9.2 6.3 F,S 9.0 6.4 P,S 0.065
25 발명예 29 10.9 6.7 P,S 10.7 6.5 P,S 0,061
26 발명예 29 14.6 8.6 P,S 14.3 8.7 P,S 0.075
27 발명예 30 18.9 11.9 P,S 18.2 12.8 P,S 0.089
28 비교예 29 23.2 13.2 P,S 22.9 13.8 P,S 0.121
(실시예 4)
실시예 3의 조성에 대하여, 실시예 2와 마찬가지로 대기 중에서 주조하였고, 비교예로서 편석층이 형성되지 않는 냉각 속도로 냉각하였다. 주조시에, 박대의 박리 위치를 변경하여 박리 온도를 변화시킴으로써, 극박 산화층의 두께 및 구조를 변화시켰다. 극박 산화층의 두께를 실시예 1과 동일한 방법으로 측정하였고, 단면 방향에서의 TEM 관찰에 의해 구조를 조사하였다. 또한, 동일한 방법으로 어닐링하였고, 동일한 방법으로 철손을 측정하였다. 결과를 표 4에 나타내었다.
주조시에, 냉각 롤로부터의 박대 박리 온도가 높을수록 극박 산화층은 두꺼워지고, 이와 더불어 철손이 감소하는 경향을 나타내었다. 극박 산화층이 5nm 미만인 비교예 29에서는 산화층이 1층이고, 철손이 높았다. 극박 산화층의 전체 두께가 5nm 이상이고 2층화되어 있는 본 발명예 30 ~ 발명예 35에서는, 철손이 저하하고 있다. 2층화된 극박 산화층의 모상측의 제2층은 모두 비정질이고, 외면측의 제1층은 두께가 증가하면 비정질로부터 결정질로 변화하고 있다.
번 호 구분 박대 두께 (㎛) 극박 산화층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg) 극박 산화층의 구조
냉각 기판에 접촉하지 않는 면(자유면) 냉각 기판에 접촉하고 있는 면(롤면)
극박 산화층 제1 산화층 제2 산화층 극박 산화층 제1 산화층 제2 산화층 층수 제1 산화층 제2 산화층
29 비교예 25 3.8 3.8 - 3.7 3.7 - 0.132 1 비정질 -
30 발명예 27 5.2 3.0 2.2 5.1 2.8 2.3 0.101 2 비정질 비정질
31 발명예 26 7.0 4.4 2.6 6.9 4.2 2.7 0.098 2 비정질 비정질
32 발명예 28 9.4 5.3 4.1 9,2 5.0 4.2 0.067 2 결정질 비정질
33 발명예 28 10.5 6.0 4.5 10.4 6.2 4.2 0.062 2 결정질 비정질
34 발명예 29 14.5 9.7 4.8 14.3 9.6 4.7 0.073 2 결정질 비정질
35 발명예 30 18.2 11.8 6.4 17.9 11.5 6.4 0.088 2 결정질 비정질
(실시예 5)
Fe80.5Si2.6B15.1P0.8C1(원자%)에 As, Sb, Bi, S, Se, Te를 첨가한 조성의 박대를, 실시예 2와 마찬가지로 대기 중에서 주조하였다. 주조시에, 박대의 박리 위치를 일정하게 하고 박리 온도를 180℃로 하였다. 모상에는 0.8 원자%의 P가 함유되어 있음을 확인하였다. 실시예 4와 동일한 방법으로 극박 산화층의 두께를 측정하고 구조를 조사하였으며, 또한 철손을 측정하였다. 결과를 표 5에 나타내었다.
상기 각 원소의 첨가에 의해, 모두 극박 산화층이 2층화되었고, 저철손이 얻어지고 있다.
번 호 구분 첨가 원소량 (질량%) 극박 산화층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg) 극박 산화층의 구조
냉각 기판에 접촉하지 않는 면(자유면) 냉각 기판에 접촉하고 있는 면(롤면)
극박 산화층 제1 산화층 제2 산화층 극박 산화층 제1 산화층 제2 산화층 층수 제1 산화층 제2 산화층
36 발명예 As:0.03 6.7 3.7 3.0 6.4 3.3 3.1 0.107 2 혼합층 비정질
37 발명예 Sb:0.03 7.8 4.4 3.4 7.6 4.1 3.5 0.098 2 결정질 비정질
38 발명예 Bi:0.03 8.1 4.5 3.6 8.0 4.2 3.8 0.089 2 결정질 비정질
39 발명예 S:0.03 9.1 5.0 4.1 9.0 5.1 3.9 0.087 2 결정질 비정질
40 발명예 Se:0.03 8.2 4.4 3.8 8.1 4.4 3.7 0.093 2 결정질 비정질
41 발명예 Te:0.03 8.4 4.2 4.2 8.2 4.3 3.9 0.097 2 결정질 비정질
혼합층: 결정질+비정질
(실시예 6)
실시예 3의 조성에 대하여, 다중 슬롯 노즐을 이용하여 여러 두께의 박대를 대기 중에서 주조하였다. 냉각 롤 외경은 600mm이다. 주조시에, 박대의 박리 위치를 변경하여 박리 온도를 변화시킴으로써, 극박 산화층의 두께를 변화시켰다. 극박 산화층의 두께를 실시예 1과 동등한 방법으로 측정하였다. 또한, 동일한 방법으로 어닐링하고, 동일한 방법으로 철손을 측정하였다. 결과를 표 6에 나타내었다.
극박 산화층이 5nm 미만인 비교예 42 및 20nm를 초과하는 비교예 50에서는, 철손이 높았고, 본 발명예 43 ~ 발명예 49는 모두 철손이 낮았다. 비교예 42는 박대에 많은 구멍이 형성되었고, 비교예 50은 취화되어 주조가 곤란하였으나, 본 발명예는 모두 안정적으로 주조를 행하는 것이 가능하였다.
번호 구분 박대의 두께 (㎛) 극박 산화층의 두께 (nm) 편석층의 두께 (nm) 철손 W13/50 (W/kg)
42 비교예 7.5 4.2 - 0.146
43 발명예 12 5.1 2.3 0.118
44 발명예 26 7.0 4.2 0.098
45 발명예 38 8.5 5.4 0.105
46 발명예 46 9.2 3.9 0.115
47 발명예 50 9.5 3.2 0.118
48 발명예 75 14.8 3.8 0.119
49 발명예 96 19.8 4.3 0.120
50 발명예 110 21.5 4.1 0.143
(실시예 7)
Fe0.8Co0.2: 80.3 원자%, Si: 2.5 원자%, B: (16-Y) 원자%, P: Y 원자%, C: 1 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하였고, 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 본 예의 합금 조성은, Fe1-XCoX에 있어서 X = 0.2로 한 것이다. 또한, B: 16 원자%를 P: Y 원자%로 치환하고, 표 7에 나타낸 바와 같이, Y를 0, 0.05(이상 비교예), 0.5, 1.2, 3.1, 6.4, 9.4, 10.7(이상 본 발명예), 13.5, 16(이하 비교예)으로 하였다.
우선 소정의 조성으로 이루어진 합금을 석영 도가니 중에서 고주파 용해하였고, 도가니 선단에 설치된 개구 형상 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의해, 두께 약 27㎛, 폭 25mm의 박대를 얻을 수 있었다.
주조한 박대를 120mm의 길이로 절단하여, 320℃, 340℃, 360℃, 380℃, 400℃의 각 온도에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 교류 자기 특성을 평가하였다.
평가 항목은, 측정의 최대 인가 자장이 80A/m일 때의 최대 자속 밀도 B80, 및 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손이다. 또한, 측정 주파수는 50Hz이다. 결과를 표 7 및 표 8에 나타내었다.
표 8로부터 명확하듯이, 본 발명예 3 ~ 발명예 8은, 320℃ ~ 400℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 모든 경우에 B80 ≥1.37T의 높은 자속 밀도가 얻어지고, 또한 B80의 표준 편차가 0.1 미만으로 편차가 작고, 우수한 연자기 특성을 가지고 있음을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 우수한 연자기 특성을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TAmax가 400℃ 이상이고, 또한 상기 온도의 최소치 TAmin이 320℃ 이하, 즉 ΔT A = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
또한 비교예 2는, 어닐링 온도 420℃(추가 실험)에 있어서 B80 < 1.37T이고, ΔTA ≥80℃를 만족하지 않았다.
또한, 1 원자% ≤P ≤12 원자%로 한 본 발명예 4 ~ 발명예 8에서는, B80의 표준 편차가 0.07 이하가 되어, 자속 밀도의 편차가 보다 억제된 박대가 얻어지고 있음을 알 수 있다.
또한, 5 원자% < B < 14 원자%로 한 발명예 5 ~ 발명예 8에서는, B80의 표준 편차가 0.05 이하가 되어, 자속 밀도의 편차가 한층 더 억제된 박대가 얻어지고 있 음을 알 수 있다.
표 9로부터는, 본 발명의 조성 범위인 발명예 3 ~ 발명예 8은, 320℃ ~ 380℃의 어닐링 온도에 있어서 0.12W/kg 이하의 저철손을 나타냄을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 저철손을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TBmax가 380℃ 이상이고, 또한 상기 온도의 최소치 TBmin이 320℃ 이하, 즉 ΔTB = TBmax - TB min이 적어도 60℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
비교예 9는, 철손에 대해서는 발명예와 같이 우수한 특성을 가지고 있지만, 표 8에 나타낸 바와 같이 자속 밀도 B80이 본 발명 수준에 이르고 있지 않다. 비교예 10은, 어닐링 온도가 400℃인 경우에 1.3T의 자속 밀도까지 여자가 불가능하였다.
번호 구분 P 치환량 (Y) B 양 (16-Y)
1 비교예 0 16
2 비교예 0.05 15.95
3 발명예 0.5 15.5
4 발명예 1.2 14.8
5 발명예 3.1 12.9
6 발명예 6.4 9.6
7 발명예 9.4 6.6
8 발명예 10.7 5.3
9 비교예 13.5 2.5
10 비교예 16 0
B80측정 결과 (단위: T)
번호 구분 어닐링 온도 표준편차
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
1 비교예 1.34 1.48 1.58 1.57 1.35 0.103
2 비교예 1.21 1.44 1.57 1.56 1.53 0.134
3 발명예 1.37 1.45 1.56 1.57 1.51 0.074
4 발명예 1.39 1.48 1.55 1.54 1.49 0.057
5 발명예 1.43 1.51 1.56 1.53 1.52 0.043
6 발명예 1.42 1.48 1.50 1.49 1.50 0.030
7 발명예 1.40 1.45 1.46 1.45 1.44 0.021
8 발명예 1.37 1.45 1.46 1.45 1.42 0.033
9 비교예 1.33 1.36 1.38 1.36 1.29 0.031
10 비교예 1.29 1.32 1.33 1.24 0.12 0.471
철손 측정 결과 (단위: W/kg)
번호 구분 어닐링 온도
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
1 비교예 0.142 0.133 0.131 0.161 0.301
2 비교예 0. 149 0. 121 0. 080 0. 087 0. 195
3 발명예 0.119 0.109 0.079 0.105 0.185
4 발명예 0. 117 0.095 0.072 0.108 0. 180
5 발명예 0.111 0.086 0.067 0.069 0.145
6 발명예 0. 104 0.078 0. 066 0.064 0. 087
7 발명예 0. 095 0. 073 0. 065 0. 064 0. 069
8 발명예 0. 105 0. 088 0.080 0.079 0.082
9 비교예 0. 106 0. 099 0.088 0.086 0. 125
10 비교예 0.112 0.098 0.082 0.221 측정불능
(비교예 8)
Fe0.8Co0.2: 80.3 원자%, Si: Z 원자%, B: (15.2-Z) 원자%, P: 3.3 원자%, C: 1 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하여, 실시예 7에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였다. 본 예의 합금 조성에서는, B: 15.2 원자%를 Si: Z 원자%로 치환하고, 표 10에 나타낸 바와 같이, Z를 1.8(비교예), 2,3, 3.0, 3.5, 3.9(이상 본 발명예), 4.4, 5.6(이하 비교예)으로 하였다.
박대의 자기 특성도 실시예 7과 같은 방법으로 평가하였다. 결과를 표 11과 표 12에 나타내었다.
표 11로부터 명확하듯이, 본 발명예 12 ~ 발명예 15는, 350℃ ~ 400℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 모두 B80 ≥1.37T인 높은 자속 밀도가 얻어지고, B80의 표준 편차가 0.1 미만으로 편차가 작고, 우수한 연자기 특성을 가지고 있음을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 우수한 연자기 특성을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TAmax가 400℃ 이상이고, 또한 상기 온도의 최소치 TAmin이 320℃ 이하, 즉 ΔT = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
비교예 11과 비교예 17은 표준 편차가 0.1 미만을 만족하지 못하였으며, 비교예 11, 비교예 16 및 비교예 17은 어닐링 온도 420℃(추가 실험)에 있어서 B80 < 1.37T이고, ΔTA ≥80℃를 만족하지 못하였다.
표 12로부터, 본 발명의 조성 범위인 발명예 12 ~ 발명예 15는, 320℃ ~ 380℃의 어닐링 온도에 있어서 0.12W/kg 이하의 저철손을 나타냄을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 저철손을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TBmax가 380℃ 이상이고, 또한 상기 온도의 최소치 TB가 320℃ 이하, 즉 ΔTB = TBmax - TBmin이 적어도 60℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
비교예 11은, 철손에 대해서는 발명예들과 같은 우수한 특성을 가지고 있었 으나, 표 11에 나타낸 바와 같이 자속 밀도 B80이 본 발명 수준에 이르지 않고 있다.
이 실시예로부터, Si ≥4 원자%이면, 본 발명의 P 첨가 효과가 발현되지 않음을 알 수 있다.
번호 구분 Si 양 (Z) B 양 (15.2 - Z)
11 비교예 1.8 13.4
12 발명예 2.3 12.9
13 발명예 3.0 12.2
14 발명예 3.5 11.7
15 발명예 3.9 11.3
16 비교예 4.4 10.8
17 비교예 5.6 9.6
B80의 측정 결과 (단위: T)
번호 구분 어닐링 온도 표준편차
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
11 비교예 1.23 1.44 1.50 1.49 1.48 0.101
12 발명예 1.44 1.53 1.51 1.51 1.52 0.032
13 발명예 1.43 1.54 1.53 1.52 1.53 0.040
14 발명예 1.42 1.52 1.52 1.53 1.50 0.040
15 발명예 1.40 1.51 1.52 1.52 1.50 0.046
16 비교예 1.30 1.44 1.47 1.50 1.48 0.072
17 비교예 1.22 1.49 1.50 1.52 1.47 0.111
철손 측정 결과 (단위: W/kg)
번호 구분 어닐링 온도
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
11 비교예 0.113 0.107 0.101 0.109 0.140
12 발명예 0.110 0.087 0.069 0.070 0,139
13 발명예 0.105 0.089 0.078 0.079 0.138
14 발명예 0.112 0.090 0.082 0. 085 0.139
15 발명예 0.110 0.089 0.082 0.089 0.130
16 비교예 0.126 0.093 0.088 0.092 0.179
17 비교예 0.135 0.096 0.074 0.089 0.188
(실시예 9)
Fe0.9Co0.1, B, C의 조성을 표 13과 같이 변화시키고, Si: 2.5 원자%, P: 3.3 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유한 조성의 합금을 사용하여, 실시예 7에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였다.
박대의 자기 특성도 실시예 7과 같은 방법으로 평가하였다. 어닐링 온도는 280℃ ~ 400℃의 범위로 하였다. 결과를 표 14 및 표 15에 나타내었다. 표 14에 있어서 표준 편차는, 굵은 선 내의 B80에 대한 값이다.
표 14로부터 명확하듯이, 본 발명의 발명예 19, 발명예 20은 280℃ ~ 360℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 발명예 21은 300℃ ~ 380℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 발명예 22 내지 발명예 24는 320℃ ~ 400℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 모두 B80 ≥1.37T인 높은 자속 밀도가 얻어지고, 또한 B80의 표준 편차가 0.1 미만으로 편차가 작고 우수한 연자기 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
그리고, ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
발명예 21과 발명예 22는, 80 원자% < Fe0.9Co0.1 ≤82 원자%이고, TAmin ≤280℃가 되어 ΔTA가 보다 넓은 온도 범위가 된다.
비교예 25는, 어닐링 온도 420℃(추가 실험)에 있어서 B80 < 1.37T이고, ΔTA ≥80℃을 만족하지 않았다. 비교예 26은, ΔTA ≥80℃를 만족하지 않고 있다. 또한, 비교예 18은 Fe0.9Co0.1이 86 원자 %를 초과하였고, 비정질이 얻어지지 않았으며, B 80 < 1이었다.
표 15로부터는, 본 발명예 19 ~ 발명예 24, 비교예 25 및 비교예 26에 있어서, 종래 기술에는 존재하지 않는 ΔTB = TBmax - TBmin ≥60℃인 넓은 어닐링 온도 범위에서 철손이 0.12W/kg 이하의 저철손을 나타냄을 알 수 있다. 단, 비교예 25 및 비교예 26은, ΔTA ≥80℃을 만족하지 않았으므로 비교예로 하였다.
번호 구분 Fe0.9Co0.1 (원자%) B (원자%) C (원자%)
18 비교예 87.0 6.8 0.2
19 발명예 84.9 8.8 0.3
20 발명예 83.6 10.0 0.4
21 발명예 81.3 12.0 0.7
22 발명예 80.1 12.8 1.1
23 발명예 79.7 12.9 1.4
24 발명예 78.4 13.6 2.0
25 비교예 77.1 15.2 1.7
26 비교예 76.0 17.5 0.5
Figure 112003046634538-pct00001
철손 측정 결과 (단위: W/kg)
번호 구분 어닐링 온도
280℃ 300℃ 320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
18 비교예 0.448 0.475 0.513 0.770 1.311 5.125 7.143
19 발명예 0.120 0.117 0.111 0.117 0.352 4.156 6.285
20 발명예 0.117 0.109 0.088 0.079 0.238 3.125 5.198
21 발명예 0.124 0.113 0.104 0.079 0.112 0.118 0.201
22 발명예 0.129 0.116 0.107 0.086 0.069 0.071 0.144
23 발명예 0.137 0.115 0.098 0.084 0.069 0.072 0.138
24 발명예 0.133 0.117 0.101 0.082 0.074 0.072 0.129
25 비교예 0.139 0.113 0.097 0.088 0.076 0.084 0.124
26 비교예 0.136 0.112 0.114 0.098 0.101 0.103 0.129
(실시예 10)
Fe1-XCoX: 80.1 원자%, Si: 2.5 원자%, B: 12.4 원자%, P: 3.8 원자%, C: 1 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하였고, X = 0.02(비교예), 0.1, 0.18, 0.26, 0.38(이상 본 발명예), 0.47(비교예)로 하였다. 이 합금들로부터 실시예 7에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였고, 어닐링 온도 320℃에서 실시예 1과 동일한 방법으로 어닐링하였고, 실시예 7과 동일한 방법으로 평가하였다.
결과를 표 16에 나타내었다. 표 16으로부터 알 수 있듯이, 본 발명예 28 ~ 발명예 31은 B80 ≥1.37T이고 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 특성을 갖는다. Fe1-XCoX 가 본 발명 범위를 벗어난 비교예 27 및 비교예 32는 B80 < 1.37T가 되어 버린다.
번호 구분 X B80(T) 철손 (W/kg)
27 비교예 0.02 1.36 0.109
28 발명예 0.1 1.43 0.107
29 발명예 0.18 1.51 0.108
30 발명예 0.26 1.53 0.100
31 발명예 0.38 1.55 0.111
32 비교예 0.47 1.35 0.112
(실시예 11)
표 7의 본 발명예 6의 합금 및 표 10의 비교예 17의 합금을 이용하여, 폭 50mm의 비정질 박대를 주조하였다. 주조 방법은 실시예 7과 동일하지만, 노즐 개구 형상을 0.4mm×50mm의 장방형 슬롯 노즐로 변경하였다. 얻어진 박대의 두께는 26㎛이다. 이 박대들을 권취 두께가 약 50mm인 토로이달 철심에 감았다.
감은 철심에 대하여, 실온부터 여러 승온 속도로 400℃까지 가열하였고, 그 온도에서 2시간 유지한 후 노냉하는 어닐링 처리를 실시하였다. 처리 중에, 철심의 원주 방향으로 자장을 인가하였고, 온도 제어는 분위기 온도로 행하였으며, 실제의 시료의 온도는 철심 각 부위에 접촉시킨 열전대로 측정하였다.
결과적으로, 승온 속도가 빠를수록, 노의 분위기 온도와 철심의 온도 차이가 커지고, 또한 철심 각 부위의 온도차도 커지는 경향을 나타내었다. 단, 철심의 온도는 노의 분위기 온도 이하이었다.
어닐링 후의 철심에 1차 코일과 2차 코일을 감고, B80을 측정하였다. 그 결과, 본 발명예 6의 합금을 사용한 것은, 철심 각 부위의 온도차가 80℃ ~ 100℃로 커졌어도, B80 = 1.45T로 높은 값을 나타냄을 확인하였다. 그러나, 비교예 17의 합금을 사용한 것은, 철심 각 부위의 온도차가 80℃ ~ 100℃까지 커지면, B80 = 1.33T로 낮아지게 된다는 것을 알 수 있었다.
(실시예 12)
Fe0.93Ni0.07: 80.5 원자%, Si: 2.4 원자%, B: (15.9-Y) 원자%, P: Y 원자%, C: 1 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하여, 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 본 예의 합금 조성은, Fe1-XNiX에 있어서 X = 0.07로 한 것이다. 또한, B: 15.9 원자%를 P: Y 원자%로 치환하였고, 표 17에 나타낸 바와 같이, Y를 0, 0.05(이상 비교예), 0.6, 1.3, 3.3, 6.3, 9.3, 10.5(이상 본 발명예), 13.2, 15.9(이하 비교예)로 하였다.
우선 소정의 조성으로 이루어진 합금을 석영 도가니 중에서 고주파 용해하였고, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통하여, 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의하여, 두께 약 26㎛, 폭 25mm의 박대를 얻을 수 있었다.
주조한 박대를 120mm의 길이로 절단하였고, 320℃, 340℃, 360℃, 380℃, 400℃의 각 온도에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 교류 자기 특성을 평가하였다.
평가 항목은, 측정의 최대 인가 자장이 80A/m일 경우의 최대 자속 밀도 B80 및 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손이다. 또한, 측정 주파수는 50Hz이다. 결과를 표 17 및 표 18에 나타내었다.
표 17로부터 명확하듯이, 본 발명예 3 ~ 발명예 8은, 320℃ ~ 400℃의 어닐링 온도 범위에 있어서, 모두 B80 ≥ 1.35T의 높은 자속 밀도가 얻어졌으며, 또한 B80의 표준 편차가 0.1 미만으로 편차가 작았고, 우수한 연자기 특성을 가지고 있음을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 우수한 연자기 특성을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TAmax가 400℃ 이상이고 또한 상기 온도의 최소치 TAmin이 320℃ 이하, 즉 ΔTA = TAmax - TAmin이 적어도 80℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
또한, 비교예 2는, 어닐링 온도 420℃(추가 실험)에 있어서 B80 < 1.35T이었고, ΔT ≥80℃를 만족하지 않았다.
또한, 1 원자% ≤ P ≤ 12 원자%로 한 발명예 4 ~ 발명예 8에서는, B80의 표준 편차가 0.07 이하가 되어, 자속 밀도의 편차가 보다 억제된 박대가 얻어지고 있음을 알 수 있다.
또한, 5 원자% < B < 14 원자%로 한 발명예 5 ~ 발명예 8에서는, B80의 표준 편차가 0.05 이하가 되어, 자속 밀도의 편차가 한층 더 억제된 박대가 얻어지고 있음을 알 수 있다.
표 18로부터는, 본 발명의 조성 범위인 발명예 3 ~ 발명예 8은, 320℃ ~ 380℃의 어닐링 온도에 있어서 0.12W/kg 이하의 저철손을 나타냄을 알 수 있다. 그리고, 이와 같은 저철손을 확보할 수 있는 온도의 최대치 TBmax가 380℃ 이상이고, 상기 온도의 최소치 TBmin이 320℃ 이하, 즉 ΔTB = TBmax - TBmin이 적어도 60℃인 우수한 어닐링 온도 특성을 가지고 있음을 알 수 있다.
비교예 9는, 철손에 대해서는 발명예와 같이 우수한 특성을 가지고 있지만, 표 17에 나타낸 바와 같이, 자속 밀도 B80이 본 발명 수준에 이르지 않고 있다. 비교예 10은, 어닐링 온도가 400℃인 경우에 1.3T의 자속 밀도까지 여자가 불가능하였다.
B80측정 결과 (단위: T)
번호 구분 P 치환량 Y B 양 15.9-Y 어닐링 온도 표준 편차
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
1 비교예 0 15.9 1.32 1.47 1.55 1.56 1.33 0.104
2 비교예 0.05 15.85 1.17 1.42 1.54 1.54 1.53 0.142
3 발명예 0.6 15.3 1.35 1.43 1.53 1.54 1.50 0.071
4 발명예 1.3 14.6 1.36 1.46 1,53 1.53 1.48 0.062
5 발명예 3.3 12.6 1.40 1.49 1.51 1.52 1.50 0.043
6 발명예 6.3 9.6 1.40 1.46 1.48 1.48 1.48 0.031
7 발명예 9.3 6.6 1.38 1.42 1.43 1.44 1.42 0.020
8 발명예 10.5 5.4 1.35 1.41 1.42 1.43 1.41 0.028
9 비교예 13.2 2.7 1.31 1.35 1.36 1.34 1.27 0.033
10 비교예 15.9 0 1.30 1.31 1.32 1.21 0.11 0.472
철손 측정 결과 (단위: W/kg)
번호 구분 P 치환량 Y B 양 15.9-Y 어닐링 온도
320℃ 340℃ 360℃ 380℃ 400℃
1 비교예 0 15.9 0.146 0.134 0.133 0.163 0.273
2 비교예 0.05 15.85 0.142 0.117 0.079 0.089 0.195
3 발명예 0.6 15.3 0.119 0.106 0.077 0.109 0.190
4 발명예 1.3 14.6 0.118 0.092 0.072 0.105 0.189
5 발명예 3.3 12.6 0.111 0.084 0.067 9.089 0.145
6 발명예 6.3 9.6 0.105 0.075 0.064 0.062 0.083
7 발명예 9.3 6.6 0.095 0.070 0.063 0.063 0.069
8 발명예 10.5 5.4 0.104 0.083 0.078 0.077 0.082
9 비교예 13.2 2.7 0.106 0.089 0.084 0.082 0.122
10 비교예 15.9 0 0.109 0.097 0.081 0.205 측정불능
(실시예 13)
Fe0.9Ni0.1: 80.4 원자%, Si: 2.6 원자%, B: (16-Y) 원자%, P: Y 원자%, C: 0.8 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하여, 실시예 12에 나타낸 방법에 의해 박대를 주조하였다. 본 예의 합금 조성은, 표 19에 나타낸 바와 같이, Y를 0, 0.05(이상 비교예), 0.5, 1.3, 3.5, 5.8, 8.2, 9.6, 11.7(이상 본 발명예), 13.8(비교예)로 하였다.
주조한 박대를 절단하여, 360℃에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, 180°굽힘 시험에 의해 εf를 측정하였고, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 철손을 측정하였다. 결과를 표 19에 나타내었다.
본 발명예 13 ~ 발명예 19는, 모두 εf ≥ 0.015이었고, 현저한 취성 개선 효과가 얻어졌으며, 철손도 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 나타내었다. 비교예 11은, εf ≥ 0.015이지만 철손이 열화하고, 비교예 20은 εf < 0.015이고 취성 개선 효과가 얻어지지 않는다.
번호 구분 P 치환량 Y εf 철손 (W/kg)
11 비교예 0 0.021 0.133
12 비교예 0.05 0.020 0.124
13 발명예 0.5 0.019 0.088
14 발명예 1.3 0.019 0.082
15 발명예 3.5 0.018 0,083
16 발명예 5.8 0.016 0.080
17 발명예 8.2 0.017 0.086
18 발명예 9.6 0.016 0.092
19 발명예 11.7 0.015 0.092
20 비교예 13.8 0.009 0.123
(실시예 14)
Fe1-XNiX: 80.4 원자%, Si: 2.6 원자%, B: 12.4 원자%, P: 3.4 원자%, C: 1 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하였고, 표 20에 나타낸 바와 같이, X = 0(비교예), 0.05, 0.08, 0.14, 0.18(이상 본 발명예), 0.24(비교예)로 하였다. 이 합금들로부터 실시예 12에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였고, 어닐링 온도 360℃에서 실시예 12와 같은 방법으로 어닐링하였고, 실시예 13과 동일한 방법으로 εf 및 철손을 측정하였다. 결과를 표 20에 나타내었다.
표 20으로부터 알 수 있듯이, 본 발명예 22 ~ 발명예 25는 εf ≥ 0.015이고, 또한 철손 ≤ 0.12W/kg인 우수한 특성을 갖는다. X < 0.05의 비교예 21은 εf < 0.015이고, X > 0.2의 비교예 26은 본 발명예와 같은 개선 효과가 나타나지 않는다.
번호 구분 Ni 치환량 X εf 철손 (W/kg)
21 비교예 0 0.010 0,070
22 발명예 0.05 0.016 0.072
23 발명예 0.08 0.017 0.068
24 발명예 0.14 0.019 0.080
25 발명예 0.18 0.021 0.082
26 비교예 0.24 0.020 0.088
(실시예 15)
Fe0.85Ni0.15: 80.6 원자%, Si : Z 원자%, B: (15.1-Z) 원자%, P: 3.3 원자%, C: 0.8 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하여, 실시예 12에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였다. 본 예의 합금 조성에서는, B: 15.1 원자%를 Si: Z 원자%로 치환하였고, 표 21에 나타낸 바와 같이, Z를 1.8(비교예), 2.3, 2.8, 3.5(이상 본 발명예), 4.3(비교예)으로 하였다.
이 합금들을 사용하여 실시예 12에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였고, 어 닐링 온도 360℃에서 실시예 12와 같은 방법으로 어닐링하였고, 실시예 13과 동일한 방법으로 εf 및 철손을 측정하였다.
결과를 표 21에 나타내었다. 본 발명예 28 ~ 발명예 30은 εf ≥ 0.015이고 또한 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 특성을 갖는다. 비교예 27 및 비교예 31은 εf < 0.015이다.
번호 구분 Si 양 Z B 양 15.1-Z εf 철손 (W/kg)
27 비교예 1.8 13.3 0.012 0.110
28 발명예 2.3 12.8 0.016 0.105
29 발명예 2.8 12.3 0.017 0.095
30 발명예 3.5 11.6 0.016 0.098
31 비교예 4.3 10.8 0.014 0.106
(실시예 16)
Fe0.9Ni0.1, B, C의 조성을 변화시켰고, Si: 2.4 원자%, P: 3.3 원자%, 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금을 사용하였고, 실시예 12에 나타낸 방법으로 박대를 주조하였다.
어닐링 온도 340℃에서 실시예 12와 동일한 방법으로 어닐링하였고, 실시예 13과 동일한 방법으로 εf 및 철손을 측정하였다.
결과를 표 22에 나타내었다. 본 발명예 33 ~ 발명예 36은 εf ≥ 0.015이고, 또한 철손 ≤ 0.12W/kg인 우수한 특성을 갖는다. 비교예 32 및 비교예 37은 εf < 0.015이고, 비교예 32에서는 철손도 열화한다.
번호 구분 Fe0.9Ni0.1 B C εf 철손 (W/kg)
32 비교예 87 6.9 0.2 0.004 0.778
33 발명예 83 10.7 0.4 0.016 0.117
34 발명예 81.7 11.6 0.8 0.017 0.092
35 발명예 80.4 12.2 1.5 0.016 0.089
36 발명예 79.4 12.7 2.0 0.018 0.085
37 비교예 77.6 16 0.5 0,014 0.098
(실시예 17)
Fe80.2S92.7B16-XPXC0.9의 조성(B+P = 16 원자%)에서 X를 변화시켰고, Mn, S 등의 불순물을 0.2 원자% 함유하는 Fe 비정질 합금 박대를 단롤법에 의해 주조하였다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×75mm의 장방형 슬롯 노즐을 통하여, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의해, 두께 약 25㎛, 폭 75mm의 박대를 얻을 수 있었다.
박대를 120mm의 길이로 절단하였고, 또한 폭방향으로 25mm 길이로 3분할하여 이를 320℃에서, 질소 분위기 중에서 2시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 50Hz, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손을 측정하여, 최대치 Wmax 및 최소치 Wmin을 구하였고, (Wmax - Wmin)/Wmin을 산출하였다. 결과를 표 23에 나타내었다.
P 첨가량이 적은 비교예 1 및 비교예 2에서는, Wmax가 높고, 또한 (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4를 초과하며, 고성능 변압기가 얻어지지 않았다. P 첨가량이 과다한 비교예 9는, B 양이 2 원자% 미만이고, 비정질이 불안정하게 되어 철손이 열화 하는 부위가 존재하였다.
본 발명예 3 ~ 발명예 8에서는, Wmax가 0.12W/kg 이하이고, 또한 (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4 이하이며, 모두 고성능 변압기가 얻어졌다.
번호 구분 P 양 X (원자%) B 양 16-X (원자%) Wmax (W/kg) Wmin (W/kg) (Wmax-Wmin)/Wmin
1 비교예 0 16 0.185 0.123 0.504
2 비교예 0.18 15.82 0.146 0.103 0.417
3 발명예 1.1 14.9 0.120 0.090 0.333
4 발명예 1.4 14.6 0.108 0.084 0.286
5 발명예 3.2 12.8 0.101 0.081 0.247
6 발명예 6.5 9.5 0.098 0.082 0.195
7 발명예 9,7 6.3 0.092 0.078 0.179
8 발명예 10.9 5.1 0.102 0.086 0.186
9 비교예 14.7 1.3 0.161 0.113 0.425
(실시예 18)
Fe, Si, B, P, C 양을 각각 변화시켰고, Mn, S 등의 불순물을 0.2 원자% 함유하는 Fe기 비정질 합금 박대를 단롤법에 의해 주조하였다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×12mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의해, 두께 약 25㎛, 폭 125mm의 박대를 얻을 수 있다.
박대를 120mm의 길이로 절단하였고, 폭방향으로 25mm 길이로 5분할하여, 이를 320℃에서, 질소 분위기 중에서 2시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 50Hz, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손을 측정하여 최대치 Wmax 및 최소치 Wmin을 구하였으며, (Wmax - Wmin)/Wmin을 산출하였다. 결과를 표 24에 나타내었다.
Fe, Si, B, P, C 및 B+P가 본 발명 범위의 조성인 발명예 12 ~ 발명예 22는, (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4 이하가 되어, 박대의 폭방향으로 철손 특성이 균일하고 우수한 박대가 얻어졌다. 이에 대하여, B+P가 12 원자% 미만인 비교예 23 및 비교예 24에서는, (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4를 초과하여 철손 분포가 열화하고 있다. B+P가 20 원자%를 초과하는 비교예 10 및 비교예 11에서는, B+P가 증가하여도 더 이상의 철손 분포의 개선은 나타나지 않으며, 자속 밀도가 저하하였다.
번호 구분 Fe 양 (원자%) Si 양 (원자%) B 양 (원자%) P 양 (원자%) C 양 (원자%) B+P 양 (원자%) Wmax (W/kg) Wmin (W/kg) Wmax-Wmin Wmin
10 비교예 75.2 2.1 14.1 8.1 0.3 22.2 0.109 0.085 0.282
11 비교예 75.1 2.2 9.0 12,9 0.6 21.9 0.113 0.088 0.284
12 발명예 78.1 2.2 13.3 5.9 0.3 19.2 0.097 0.082 0.183
13 발명예 78.2 2.1 10.0 9.3 0.2 19.3 0.098 0.083 0.181
14 발명예 78.5 2.0 8.0 11.0 0.3 19.0 0.112 0.092 0.217
15 발명예 80.2 2.9 12.7 3.0 1.0 15.7 0.102 0.082 0.244
16 발명예 80.4 2.4 10.3 5.8 0.9 16.1 0.099 0.083 0.193
17 발명예 80.6 2.6 7.2 8.5 0.9 15.7 0.096 0.081 0.185
18 발명예 80.6 2.8 5.1 10.2 1.1 15.3 0.101 0.085 0.188
19 발명예 80.5 2.7 3.7 12.0 0.9 15.7 0.116 0.093 0.247
20 발명예 81.7 3.8 10.1 3.1 1.1 13.2 0.109 0.086 0.267
21 발명예 82.6 3.3 6.8 5.9 1.2 12.7 0.105 0.082 0.280
22 발명예 82.8 2.7 4.1 8.9 L3 13.0 0.115 0.085 0.353
23 비교예 84.6 4.2 7.9 1.8 L3 9.7 0.132 0.090 0.467
24 비교예 84.3 3.5 3.2 7.0 1.8 10.2 0.128 0.090 0.422
(실시예 19)
Fe80.4Si2.4B15.8-XPXC1.2의 조성(B+P = 15.8 원자%)에서 X를 변화시켰으며, Mn, S 등의 불순물을 0.2 원자% 함유하는 Fe기 비정질 합금 박대를 단롤법에 의해 주조하였다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×12mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의해, 두께 약 25㎛, 폭 25mm 의 박대를 얻을 수 있다.
박대 전장에 걸쳐서 에어 포켓을 관찰하였고, 길이 500㎛ 이상 또는 폭 50㎛ 이상의 조대 에어 포켓 밀도의 평균치를 구하였다. 또한 박대를 120mm의 길이로 절단하여, 320℃에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 50Hz, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손을 측정하였다. 결과를 표 25에 나타내었다.
P 첨가량이 적은 비교예 1 및 비교예 2에서는 조대 에어 포켓의 밀도가 높았고 철손이 0.12W/kg을 초과하였으며, 우수한 자기 특성이 얻어지지 않았다. P 첨가량이 과다한 비교예 9는, 조대 에어 포켓의 밀도가 낮았으나, B 양이 2 원자% 미만이기 때문에 비정질이 불안정하게 되어, 철손이 높았고 우수한 자기 특성이 얻어지지 않았다.
본 발명예 3 ~ 발명예 8에서는, 조대 에어 포켓의 밀도가 낮았고, 또한 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 본 발명예는 모두, 조대 에어 포켓의 수가 10개/㎠ 이하인 영역의 면적율이 80% 이상이었다. 이에 대하여 비교예에서는 상기 면적율이 80% 미만이었다.
번호 구분 P 양 X (원자%) B 양 15.8-X (원자%) 조대 에어 포켓 수 (개/㎠) 철손 (W/kg)
1 비교예 0 15.8 14 0.151
2 비교예 0.17 15.63 12 0,132
3 발명예 1.2 14.6 8 0.12
4 발명예 1.8 14 6 0.118
5 발명예 3.5 12.3 2 0.111
6 발명예 6.8 9.0 1 0.102
7 발명예 9.5 6.3 2 0.098
8 발명예 11.2 4.6 3 0.101
9 비교예 14.8 LO 2 0.128
(실시예 20)
Fe80.6Si2.6B15.9-XPXC0.7의 조성(B+P = 15.9 원자%)에서 X를 변화시켰고, Mn, S 등의 불순물을 0.2 원자% 함유하는 Fe기 비정질 합금 박대를 단롤법에 의해 주조하였다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×12mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 이 주조에 의한 박대의 목표 판 두께는 25㎛, 목표 판 폭은 140mm이다.
박대 전장에 걸쳐서 폭방향 판 두께 편차 Δt를 측정하였다. 또한 박대를 120mm의 길이로 절단하여, 320℃에서, 질소 분위기 중에서 2시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여, 50Hz 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손을 측정하였다. 결과를 표 26에 나타내었다. 폭 20mm, 주조 방향 길이 100mm로 절단한 시험편에 대하여 중량을 측정하였고, 밀도 환산에 의해 판 두께를 구하였다. 외경 100mm의 보빈에 겉보기 두께 50mm까지 박대를 감았으며, 감은 박대의 중량과 겉보기 체적으로부터 점유율을 구하였다.
P 첨가량이 적은 비교예 10 및 비교예 11에서는 Δt가 5㎛를 초과하였고, 점유율이 낮았으며, 또한 철손이 0.12W/kg을 초과하였고, 우수한 자기 특성이 얻어지지 않았다. P 첨가량이 과다한 비교예 18은, 판 두께 편차 Δt는 감소하고 있으나, B 양이 2 원자% 미만이기 때문에 비정질이 불안정하게 되어, 철손이 열화하였다.
본 발명의 발명예 12 ~ 발명예 17에서는, 점유율 80% 이상이 얻어졌고, 또한 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 자기 특성이 얻어졌다.
번호 구분 P 양 X (원자%) B 양 15.9-X (원자%) tmax (㎛) tmin (㎛) Δt = tmax - tmin (㎛) 점유율 (%) 철손 (W/kg)
10 비교예 0 15.9 29.2 21.3 7.9 73 0.138
11 비교예 0.18 15.72 28.5 22.3 6.2 75 0,125
12 발명예 1.2 14.7 27 22 5 80 0.119
13 발명예 1.5 14.4 28.1 24.6 3.5 81 0.101
14 발명예 3.3 12.6 27.0 24.3 2.7 82 0.095
15 발명예 6.4 9.5 27.1 24.6 2.5 85 0.092
16 발명예 9.8 6.1 28.1 24.5 3.6 84 0.096
17 발명예 10.8 5.1 27.6 24.6 3.0 82 0.097
18 비교예 14.7 1.2 26.8 23.6 3.2 83 0.131
(실시예 21)
Fe, Si, B, P, C 양을 각각 변화시켰고, Mn, S 등의 불순물을 0.2 원자% 함유하는 Fe기 비정질 합금 박대를, 실시예 20과 동일한 방법으로 주조하였다. 박대의 판 두께는 25㎛, 판 폭은 140mm이었다. 실시예 19와 동일한 방법으로, 박대 전장에 걸쳐서 에어 포켓을 관찰하였고, 길이 500㎛ 이상 또는 폭 50㎛ 이상의 조대 에어 포켓 밀도의 평균치를 구하였다. 또한 실시예 20과 동일한 방법으로, 박대 전장에 걸쳐서 폭방향 판 두께 편차 Δt를 측정하였고, 어닐링을 행하였으며, 철손을 측정하였다. 결과를 표 27에 나타내었다.
Fe, Si, B, P, C 및 B+P가 본 발명 범위의 조성인 발명예 21 ~ 발명예 31은, 조대 에어 포켓 밀도가 10개/㎠ 이하인 영역의 면적율이 모두 80% 이상이었다. 또한, 판 두께 편차 Δt가 저감하였고, 철손 특성이 우수한 박대가 얻어졌다.
이에 대하여, B+P가 12 원자% 미만인 비교예 32 및 비교예 33은, 조대 에어 포켓 밀도가 10개/㎠를 초과하고, 철손이 열화하고 있다. B+P가 20 원자%를 초과하는 비교예 19 및 비교예 20은, 조대 에어 포켓 밀도가 10개/㎠ 이하인 영역의 면적율은 80% 이상이었으나, 부분적으로 상기 밀도가 10개/㎠ 초과인 영역이 존재하고 있었다. 이 비교예 19 및 비교예 20에서는, B+P가 증가하여도 더 이상의 개선은 나타나지 않았고, 자속 밀도가 저하하였다.
번호 구분 Fe 양 (원자%) Si 양 (원자%) B 양 (원자%) P 양 (원자%) C 양 (원자%) B+P 양 (원자%) 조대 에어 포켓 수 (개/㎠) Δt (㎛) 철손 (W/kg)
19 비교예 75.3 2.1 14.0 8.1 0.3 22.1 8 4.5 0,101
20 비교예 75.0 2.2 9.1 13.1 0.4 22.2 8 4.6 0.109
21 발명예 78.2 2.1 13.1 6.1 0.3 19.2 6 4.4 0.097
22 발명예 78.1 2.2 10.2 9.1 0.2 19.3 4 4.2 0.097
23 발명예 78.3 2.1 8.0 11.1 0.3 19.1 3 3.8 0.110
24 발명예 80.2 2.7 12.9 3.1 0.9 16.0 2 2.7 0.102
25 발명예 80.5 2.4 10.1 5.8 1.0 15.9 2 2.9 0.099
26 발명예 80.5 2.6 7.3 8.5 0.9 15.8 3 3.4 0.098
27 발명예 80.6 2.7 5.2 10.4 0.9 15.6 3 3.8 0.096
28 발명예 80.6 2.6 3.8 12.0 0.8 15.8 4 4.5 0.112
29 발명예 81.7 3.9 10.0 3.1 Li 13.1 4 4.2 0.104
30 발명예 82.5 3.4 6.9 6.0 1.0 12.9 4 4.2 0.102
31 발명예 82.9 2.6 4.2 8.9 L2 13.1 5 4.5 0.107
32 비교예 84.7 4.1 7.9 L9 L2 9.8 14 6.8 0.123
33 비교예 84.2 3.6 3.0 7.1 1.9 10.1 13 7.8 0.128
(실시예 22)
소정 조성의 합금을 석영 도가니 중에서 고주파 용해하였고, 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 전해철, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 페로인의 배합에 의해 합 금 조성을 변화시켰다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개수 형상 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다.
본 실시예에서는 Fe, P를 대략 일정하게 하였고, Si가 분석 한계 미만이고 B와 C를 변화시킨 표 28에 나타낸 조성의 박대를 주조하였다. 이 주조에 의해, 두께 약 26㎛, 폭 25mm의 박대를 얻을 수 있었다.
주조한 박대를 120mm의 길이로 절단하였으며, 320℃, 340℃, 360℃, 380℃, 400℃, 420℃(일부 시료)의 각 온도에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 교류 자기 특성을 평가하였고, 180°굽힘 시험에 의해 취화 특성을 평가하였다.
평가 항목은, 측정 주파수 50Hz로 최대 인가 자장이 80A/m인 경우의 최대 자속 밀도 B80, 상기 B80의 표준 편차, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손, 상기 어닐링 온도 폭 ΔTA 및 ΔTB, 박대 파괴 변형량 εf이다. 결과를 표 28에 나타내었다.
표 28 중의 B80 및 철손은, 각각 표시된 어닐링 온도 범위 내의 최소치 ~ 최대치이고, B80의 표준 편차는 상기 온도 내의 값이다. 어닐링 온도 폭 ΔTA는 B80 ≥ 1.35T에서의 표준 편차가 0.1 미만이 되는 온도 폭이고, ΔTB는 철손 ≤0.12W/kg이 되는 온도 폭이며, 일부 시료에 대해서는 420℃ 어닐링재의 측정 결과를 부가하여 구하였다. 박대 파괴 변형량 εf는, B80 ≥1.35T이면서 철손 ≤ 0.12W/kg을 만족하 는 어닐링 온도에서 얻어진 최소치이다.
발명예 2 ~ 발명예 6의 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, P 첨가 효과에 의해, Fe, B, C가 본 발명 범위 내인 것은, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고 있다. 또한, εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 비교예 1은, C가 낮고 B80 < 1.35T, ΔTA ≤20℃, ΔTB ≤20℃이었다. 비교예 7은, C가 8 원자%를 초과하여도 그 이상의 향상은 나타나지 않는다는 점을 보여주고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P ΔTA ΔTB
1 비교예 80.5 15.8 <0.005 <0.005 3.7 1.08 ~ 1.36 0.109 0.119 ~ 0.139 20℃ 이하 20℃ 이하 0.008
2 발명예 80.4 13.0 <0.005 2.8 3.8 1.39 ~ 1.46 0.042 0.101 ~ 0.112 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
3 발명예 80.2 11.7 <0.005 3.9 4.2 1.38 ~ 1.46 0.035 0.100 ~ 0.113 80℃ 이상 60℃ 이상 0.016
4 발명예 80.7 11.3 <0.005 4.7 3.3 1.37 ~ 1.45 0.034 0.105 ~ 0.115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
5 발명예 80.3 9.9 <0.005 6.2 3.6 1.37 ~ 1.44 0.032 0.104 ~ 0.117 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
6 발명예 80.1 9.2 <0.005 7.5 3.2 1.36 ~ 1.44 0.036 0.108 ~ 0.118 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
7 비교예 80.3 8.6 <0.005 8.2 2.9 1.35 ~ 1.42 0.035 0.107 ~ 0.118 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
(실시예 23)
Si를, 불가피하게 포함되는 양을 초과하고 2 원자% 미만인 범위로 첨가한 조 성에 대하여, 실시예 22와 동일한 방법으로 박대를 주조하였고, 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 29에 나타내었다. 박대의 판 두께는 25㎛이다. 발명예 8 ~ 발명예 11은, 모두 B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 범위에서 얻어지고, 또한 ε f ≥0.01의 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P ΔTA ΔTB
8 발명예 80.8 12.0 0.1 3.4 3.7 1.39 ~ 1.46 0.033 0.101 ~ 0.112 80℃ 이상 60℃ 이상 0.015
9 발명예 81.3 10.0 0.9 3.7 4.1 1.40 ~ 1.48 0.037 0.102 ~ 0.112 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
10 발명예 81.9 9.6 1.3 3.5 3.7 1.42 ~ 1.49 0.035 0.100 ~ 0.111 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
11 발명예 82.5 9.8 1.9 2.9 2.9 1.40 ~ 1.50 0.045 0.108 ~ 0.115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
(실시예 24)
Fe, Si를 대략 일정하게 하고 B, C, P를 변화시킨 표 30에 나타낸 조성에 대하여, 실시예 22와 동일한 방법으로 박대를 주조하였고, 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 30에 나타내었다. 박대의 판 두께는 26㎛이다.
P 무첨가의 비교예 12에서는, B80의 표준 편차가 0.1 이상이 되어, 자속 밀도의 편차가 커진다. P를 본 발명의 범위보다도 많이 함유시킨 비교예 19에서는, B80이 1.35T 미만이 되어 버린다.
본 발명의 조성의 발명예 13 ~ 발명예 18에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01의 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 특히, P가 1 원자% 이상 12 원자% 이하이고, B가 5 원자% 초과 14 원자% 미만인 발명예 14 ~ 발명예 18에서는, B80의 표준 편차가 0.04 미만이 되어 B80의 편차가 한층 더 억제되고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P ΔTA ΔTB
12 비교예 80.5 14.2 1.8 3.5 <0.005 1.19 ~ 4.41 0.105 0.118 ~ O.129 6O℃ 이하 4O℃ 이하 0.011
13 발명예 80.6 14.1 1.7 3.5 0.1 1.35 ~ l.45 0.042 0.105 ~ O.119 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.012
14 발명예 80.7 12.9 1.8 3.4 1.2 1.37 ~ 1.46 0.034 0.103 ~ O.118 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.015
15 발명예 80.4 10.9 1.9 3.6 3.2 1.39 ~ 1.48 0.033 0.098 ~ O.109 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.014
16 발명예 80.6 7.1 1.8 3.7 6.8 1.38 ~ 1.46 0.030 0.102 ~ O.112 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0,014
17 발명예 80.6 4.2 1.9 3.6 9.7 1.37 ~ 1.46 0.034 0.102 ~ O.113 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.013
18 발명예 80.4 5.2 1.7 1.8 10.9 1.36 ~ 1.44 0.035 0.100 ~ O.114 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.013
19 비교예 80.3 2.2 1.8 1.9 13.8 1.25 ~ 1.34 0.035 0.105 ~ O.116 - 6O℃ 이상 0.012
(실시예 25)
Si, C, P를 대략 일정하게 하고 Fe, B를 변화시킨 표 31에 나타낸 조성에 대하여, 실시예 22와 동일한 방법으로 박대를 주조하였고, 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 31에 나타내었다. 박대의 판 두께는 24㎛이다.
Fe가 86 원자%를 초과하는 비교예 20에서는, 이미 안정적으로 비정질 박대를 주조하는 것이 불가능하였으므로, B80이 낮고 철손이 높았다. 굽힘 시험에서는 균열이 쉽게 발생하여, εf를 구할 수가 없었다. Fe가 78 원자% 미만인 비교예 27에서는, ΔTA < 80℃이었다.
본 발명 조성의 발명예 21 ~ 발명예 26에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01의 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 특히, Fe가 80 원자% 초과 82 원자% 이하인 발명예 23 및 발명예 24에서는, B80의 표준 편차가 0.04 미만이 되어 B80의 편차가 한층 더 억제되고 있다. 또한, Fe가 82 원자% 이하인 발명예 23 ~ 발명예 26에서는, εf가 특히 높고 내취화 특성이 보다 향상하고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P ΔTA ΔTB
20 비교예 87.0 6.0 1.4 2.1 3.5 0.22 ~ 0.82 0.215 0.456 ~ 8.062 - - 평가 불능
21 발명예 84.5 7.8 1.5 2.5 3.7 1.35 ~ l.46 0.048 0.102 ~ O.120 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.010
22 발명예 83.2 8.9 1.5 2.8 3.6 1.38 ~ 1.47 0.042 0.102 ~ O.118 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.011
23 발명예 81.7 9.6 1.5 3.5 3.7 1.41 ~ 1.48 0.034 0.099 ~ O.110 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.015
24 발명예 80.3 11.7 1.4 3.2 3.4 1.42 ~ 1.48 0.028 0.100 ~ O.112 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0,016
25 발명예 79.1 12.5 1.5 3.3 3.6 1.36 ~ 1.47 0.041 0.108 ~ O.116 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.015
26 발명예 78.2 13.4 1.4 3.5 3.5 1.36 ~ 1.42 0.040 0.109 ~ O.118 8O℃ 이상 6O℃ 이상 0.015
27 비교예 77.1 14.3 1.5 3.6 3.5 1.33 ~ 1.36 0.039 0.108 ~ O.117 6O℃ 이하 6O℃ 이상 0.014
(실시예 26)
소정 조성의 합금을 석영 도가니 중에서 고주파 용해하였고, 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 합금 조성은, 전해철, 페로보론, 금속 규소, 흑연 및 페로인 등을 배합함으로써 변화시켰다. 단롤법에 의한 주조시에, 도가니 선단에 설치한 개구 형상 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통해, 합금의 용탕을 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켰다. 냉각 롤의 지경은 580mm, 회전수는 800rpm이다.
본 예에서는 Fe, Si, S를 대략 일정하게 하고 B 및 M으로서의 S를 변화시킨 표 32에 나타낸 조성의 박대를 주조하였다. 이 주조에 의해, 두께 약 24㎛, 폭 25mm의 박대를 얻을 수 있었다. 모두 Mn 등의 불순물을 0.2 원자% 함유한다.
주조한 박대를 120mm의 길이로 절단하였으며, 320℃, 340℃, 360℃, 380℃, 400℃, 420℃(일부 시료)의 각 온도에서, 질소 분위기 중에서 1시간, 자장 중에서 어닐링하였다. 그 후, SST(단판 자기 측정기)를 이용하여 교류 자기 특성을 평가하였고, 180°굽힘 시험에 의해 취화 특성을 평가하였다.
평가 항목은, 측정 주파수 50HZ에서 최대 인가 자장이 80A/m인 경우의 최대 자속 밀도 B80, 상기 B80의 표준 편차, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 철손, 상기 어닐링 온도 폭 ΔTA 및 TB, 박대 파괴 변형량 εf이다. 결과를 표 32에 나타내었다.
표 32 중의 B80 및 철손은, 각각 표시된 어닐링 온도 범위 내의 최소치 ~ 최대치이고, B80의 표준 편차는 상기 온도 폭 내의 값이다. 어닐링 온도 폭 ΔTA는 B 80 ≥1.35T에서의 표준 편차가 0.1 미만이 되는 온도 폭이고, ΔTB는 철손 ≤0.12W/kg이 되는 온도 폭이며, 일부 시료에 대해서는 420℃ 어닐링재의 측정 결과를 부가하여 구하였다. 박대 파괴 변형량 εf는, B80 ≥1.35T이면서 철손 ≤ 0.12W/kg을 만족하는 어닐링 온도에서 얻어진 최소치이다.
S를 첨가하지 않은 비교예 1에서는, B80의 표준 편차가 0.1 이상이 되어, 펀차가 커진다. S를 본 발명 범위를 초과하여 함유시킨 비교예 8에서는 B80이 1.35T 미만이 되어 버린다.
본 발명의 조성 범위 내인 발명예 2 ~ 발명예 7에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 특히, S가 1 원자% 이상 12 원자% 이하이고 B가 5원자% 초과 14 원자% 미만인 발명예 3 ~ 발명예 7에서는, B80의 표준 편차가 0.04 미만이 되어 B80의 편차가 한층 더 억제되고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C S ΔTA ΔTB
1 비교예 80.4 15.9 2.5 1.0 <0.005 1.15 ~ 1.42 0.121 0.117 ~ 0.127 60℃ 이하 40℃ 이하 0.010
2 발명예 80.5 15.1 2.6 1.1 0.5 1.35 ~ 1.46 0.046 0.104 ~ 0.120 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
3 발명예 80.7 13.9 2.5 1.2 1.5 1.36 ~ 1.46 0.038 0.104 ~ 0.119 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
4 발명예 80.5 12.7 2.5 1.0 3.1 1.38 ~ 1.47 0.035 0.099 ~ 0.110 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
5 발명예 80.5 9.0 2.6 1.0 6.7 1.38 ~ 1.46 0.033 0.101 ~ 0.113 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
6 발명예 80.5 5.7 2.5 1.2 9.9 1.37 ~ 1.45 0.035 0.101 ~ 0.112 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
7 발명예 80.3 5.5 2.4 1.0 10.6 1.35 ~ 1.43 0.035 0.102 ~ 0,115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
8 비교예 80.4 2.1 2.5 0.9 13.9 1.22 ~ 1.33 0.036 0.104 ~ 0.117 - 60℃ 이상 0.011
(실시예 27)
Fe, Si, C를 대략 일정하게 하고 B 및 M을 변화시킨 표 33에 나타낸 조성의 박대를 실시예 26과 동일한 방법으로 주조하였다. 모두 Mn 등의 불순물을 0.2 원자% 함유한다. 박대의 두께는 25㎛이다. 실시예와 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 33에 나타내었다.
M으로서 As, Bi, S, Se, Te를 본 발명 범위 내에서 조합하여 첨가한 발명예 9 ~ 발명예 15는 모두, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C M ΔTA ΔTB
9 발명예 80.5 14.0 2.6 1.0 As=0.8 Bi=0.9 1.35 ~ 1.45 0.045 0.105 ~ 0.119 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
10 발명예 80.7 12.9 2.5 1.0 Bi=1.2 S=1.5 1.36 ~ 1.45 0.042 0.108 ~ 0.120 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
11 발명예 80.7 11.6 2.6 1.1 S=3.2 Se=0.6 1.35 ~ 1.46 0.047 0.107 ~ 0.118 80℃ 이상 60℃ 이상 0.010
12 발명예 80.5 15.1 2.5 1.0 Se=0.5 Te=0.2 1.36 ~ 1.45 0.044 0.112 ~ 0.119 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
13 발명예 80.5 14.5 2.5 1.0 Te=0.3 As=1.0 1.36 ~ 1.44 0.039 0.114 ~ 0.120 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
14 발명예 80.5 8.8 2.5 1.1 S=6.8 As=0.1 1.37 ~ 1.44 0.032 0.109 ~ 0.119 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
15 발명예 80.3 6.0 2.6 1.0 S=9.8 Te=0.1 1.35 ~ 1.43 0.035 0.101 ~ 0,115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
(실시예 28)
Fe, Si, C를 대략 일정하게 하고 B 및 P+M을 변화시킨 표 34에 나타낸 조성의 박대를 실시예 26과 동일한 방법으로 주조하였다. 모두 Mn 등의 불순물을 0.2 원자% 함유한다. 박대의 두께는 25㎛이다. 실시예와 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 34에 나타내었다.
P+M이 0.2 원자% 미만인 비교예 16에서는, B80의 표준 편차가 0.1 이상이 되어, 자속 밀도의 편차가 커진다. 또한 P+M이 12 원자%를 초과하는 비교예 23에서는, B80이 1.35T 미만이 되어 버린다.
본 발명 범위의 발명예 17 ~ 발명예 22에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 특히, P+M이 1 원자% 이상 12 원자% 이하이고 B가 5 원자% 초과 14 원자% 미만인 발명예 17 ~ 발명예 22에서는, B80의 표준 편차가 0.04 미만이 되어 B80의 편차가 한층 더 억제되고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P+M ΔTA ΔTB
16 비교예 80.3 15.8 2.5 1.1 P=0.05 S=0.05 1.12 ~ 1.37 0.112 0.112 ~ 0.129 40℃ 이하 40℃ 이하 0.011
17 발명예 80.5 13.9 2.6 1.0 P=1.2 S=0.6 1.35 ~ 1.45 0.038 0.104 ~ 0.120 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
18 발명예 80.6 10.9 2.4 0.9 P=3.5 S=1.5 1.38 ~ 1.47 0.035 0.099 ~ 0.110 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
19 발명예 80.7 11.9 2.5 1.0 P=3.5 As=0.2 1.37 ~ 1.48 0.038 0.101 ~ 0.112 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
20 발명예 80.7 8.6 2.6 1.1 P=6.5 Se=0.3 1.38 ~ 1.49 0.037 0.102 ~ 0.119 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
21 발명예 80.7 5.8 2.5 1.0 P=9.8 Te=0.2 1.37 ~ 1.46 0.035 0.100 ~ 0.113 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
22 발명예 80.4 5.1 2.3 0.9 P=10.9 Bi=0.2 1.35 ~ 1.43 0.036 0.101 ~ 0,114 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
23 비교예 80.5 2.4 2.5 1.1 P=13.2 As=0.1 1.24 ~ 1.33 0.037 0.106 ~ 0.118 - 60℃ 이상 0.012
(실시예 29)
Fe, C, M을 대략 일정하게 하고 B, Si를 변화시킨 표 35에 나타낸 조성의 박대를 실시예 26과 동일한 방법으로 주조하였다. 모두 Mn 등의 불순물을 0.2 원자% 함유한다. 박대의 두께는 24㎛이다. 상기 실시예와 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 34에 나타내었다.
Si가 본 발명 범위로부터 벗어난 비교예 24 및 비교예 28에서는, B80의 표준 편차가 0.1 이상이 되어 편차가 커진다.
본 발명 조성의 발명예 25 ~ 발명예 27에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차가 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P+M ΔTA ΔTB
24 비교예 80.5 13.3 1.8 1.0 P=2.8 S=0.4 1.18 ~ 1.42 0.104 0.112 ~ 0.135 60℃ 이하 40℃ 이하 0.011
25 발명예 80.4 12.7 2.4 1.1 As=0.3 Bi=0.9 P=2.0 1.36 ~ 1.46 0.039 0.101 ~ 0.115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
26 발명예 80.5 11.8 3.2 1.0 Bi=1.1 Se=0.3 P=1.9 1.37 ~ 1.45 0.032 0.109 ~ 0.118 80℃ 이상 60℃ 이상 0.011
27 발명예 80.6 11.1 3.8 1.0 Te=0.2 P=3.1 1.36 ~ 1.45 0.038 0.108 ~ 0.117 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
28 비교예 80.7 10.3 4.5 0.9 As=0.3 S=0.5 P=2.6 1.22 ~ 1.48 0.110 0.104 ~ 0.140 60℃ 이하 40℃ 이하 0.011
(실시예 30)
M, Si를 대략 일정하게 하고 Fe, B, C를 변화시킨 표 36에 나타낸 조성의 박대를 실시예 26과 동일한 방법으로 주조하였다. 모두 Mn 등의 불순물을 0.2 원자% 함유한다. 박대의 두께는 26㎛이다. 실시예와 동일한 방법으로 평가한 결과를 표 36에 나타내었다.
Fe가 86 원자%를 초과하는 비교예 29에서는, 이미 안정적으로 비정질 박대를 주조하는 것이 불가능하였으므로, B80이 낮고 철손이 높았다. 굽힘 시험에서는 용이하게 균열이 발생하여 εf를 구할 수 없었다. Fe가 78 원자% 미만인 비교예 35에서는, ΔTA < 80℃이었다.
본 발명 조성의 발명예 30 ~ 발명예 34에서는, B80 ≥1.35T, B80의 표준 편차가 0.1 미만, 철손 ≤0.12W/kg인 우수한 연자기 특성이, ΔTA ≥80℃, ΔTB ≥60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 얻어지고, 또한 εf ≥0.01인 우수한 내취화 특성이 얻어지고 있다. 특히, Fe가 80 원자%를 초과하는 82 원자% 이하의 발명예 32 및 발명예 33에서는, B80의 표준 편차가 0.04 미만이 되어 B80의 편차가 한층 더 억제되고 있다.
시료 번호 구분 조성 (원자%) B80(T) 320 ~ 400℃ B80의 표준 편차 철손 (W/kg) 320 ~ 380℃ 어닐링 온도 폭 (℃) εf
Fe B Si C P+M ΔTA ΔTB
29 비교예 86.8 7.2 2.5 0.2 P=2.7 S=0.4 0.19 ~ 0.75 0.221 0.532 ~ 9.025 - - 평가 불능
30 발명예 84.4 9.7 2.4 0.3 As=0.3 P=2.7 1.35 ~ 1.45 0.045 0.103 ~ 0.120 80℃ 이상 60℃ 이상 0.012
31 발명예 83.4 10.3 2.5 0.5 Bi=0.9 P=2.2 1.36 ~ 1.46 0.042 0.103 ~ 0.117 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
32 발명예 81.6 12.0 2.3 0.7 Te=0.2 P=3.0 1.38 ~ 1.49 0.038 0.100 ~ 0.115 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
33 발명예 80.2 13.0 2.5 1.0 Se=0.3 P=2.8 1.39 ~ 1.49 0.037 0.101 ~ 0.116 80℃ 이상 60℃ 이상 0.014
34 발명예 78.8 13.6 2.5 1.7 P=2.8 S=0.4 1.36 ~ 1.46 0.043 0.102 ~ 0.117 80℃ 이상 60℃ 이상 0.013
35 비교예 77.2 15.4 2.4 1.6 As=0.3 Bi=0.9 P=2.0 1.32 ~ 1.37 0.041 0.109 ~0.120 60℃ 이하 60℃ 이상 0.013
(실시예 31)
원자%로 Fe80.2Si2.6B16-ZPZC1 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금에 대하여, 질량%로 X%의 Al을 함유시키고, X 및 Z를 표 37과 같이 변화시킨 조성의 합금을 사용하여, 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 합금 소재의 철원으로는 Al 탈산한 통상의 강을 사용하였다.
철원과, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 페로인, 금속 알루미늄에 의해 성분을 조정하고, 석영 도가니 중에서 고주파 용해한 용탕을, 도가니 선단에 설치한 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통하여 Cu 합금제 냉각 롤 상에 분출시켜서 주조하였다. 냉각 롤의 직경은 580mm, 회전수는 800rpm이다. 주조된 박대의 판 두께는 25㎛, 판 폭은 25mm이다.
박대를 360℃에서 1시간, 질소 분위기 중에서, 자장 중에서 어닐링한 후, 25mm 폭의 단판 시험편을 이용하여 상기 조건에서 철손을 측정한 결과를 표 37에 나타내었다.
P를 첨가한 본 발명예 1 ~ 발명예 5는, Al을 함유하고 있어도, 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Al에 의한 결정화가 현저히 억제되어 있음을 알 수 있다. P를 첨가하지 않은 비교예 6 ~ 비교예 10은 모두 철손이 높다.
번호 구분 Al 양 X (질량%) P 양 Z (원자%) 철손 (W/kg)
1 발명예 0.01 1.2 0.104
2 발명예 0.18 2.3 0.108
3 발명예 0.51 3.6 0.113
4 발명예 0.81 6.5 0.114
5 발명예 0.98 9.1 0.120
6 비교예 0.01 0 0.18
7 비교예 0.19 0 0.21
8 비교예 0.50 0 0.24
9 비교예 0.80 0 0.28
10 비교예 0.97 0 0.31
(실시예 32)
원자%로 Fe80.4Si2.5B16-ZPZC1 및 Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유하는 조성의 합금에 대하여, 질량%로 Y%의 Ti를 함유시키고 Y 및 Z를 표 38과 같이 변화시킨 조성의 합금을 사용하여, 실시예 31과 동일한 방법으로 박대를 주조하였고, 동일한 방법으로 어닐링하였고, 동일한 방법으로 철손을 측정한 결과를 표 37에 나타내었다. 또한, 합금 소재의 철원으로는 Si 탈산한 통상의 강을 사용하였고, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 페로인, 금속 티타늄에 의해 성분을 조정하였다. 박대의 두께는 25㎛이다.
P를 첨가한 본 발명예 11 ~ 발명예 15는, Ti를 함유하고 있어도 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Ti에 의한 결정화가 현저하게 억제되고 있음을 알 수 있다. P를 첨가하지 않은 비교예 16 ~ 비교예 20은 모두 철손이 높다.
번호 구분 Al 양 X (질량%) P 양 Z (원자%) 철손 (W/kg)
11 발명예 0.01 1.4 0.101
12 발명예 0.38 2.8 0.102
13 발명예 0.85 5.9 0.112
14 발명예 1.38 6.2 0.117
15 발명예 1.5 7.2 0.119
16 비교예 0.01 0 0.21
17 비교예 0.39 0 0.23
18 비교예 0.83 0 0.29
19 비교예 1.40 0 0.32
20 비교예 1.49 0 0.32
(실시예 33)
Si가 분석 한계 이하인 표 39에 나타낸 조성의 박대를 실시예 31과 동일한 방법으로 주조하였고, 동일한 방법으로 어닐링하였으며, 동일한 방법으로 측정한 결과를 표 39에 나타내었다. 또한, 합금 소재의 철원으로는 전해철을 사용하였고, 페로보론, 흑연, 페로인, 금속 알루미늄, 금속 티타늄에 의해 성분을 조정하였다. 박대의 판 두께는 24㎛이다.
P를 첨가한 본 발명예 21 및 발명예 23은, Al 또는 Ti를 함유하여도, 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Al이나 Ti에 의한 결정화가 현저하게 억제되고 있음을 알 수 있다. P를 첨가하지 않은 비교예 22 및 비교예 24는 모두 철손이 높다.
번호 구분 주요 원소의 조성 (원자%) 좌기 조성에 대한 함유량 (질량%) 철손 (W/kg)
Fe B Si C P Al Ti
21 발명예 80.7 11.3 <0.005 4.7 3.3 0.17 <0.005 0.112
22 비교예 80.6 14.6 <0.005 4.8 <0.005 0.17 <0.005 0.220
23 발명예 80.7 11.3 <0.005 4.7 3.3 <0.005 0.24 0.110
24 비교예 80.5 14.7 <0.005 4.8 <0.005 <0.005 0.24 0.240
(실시예 34)
Fe, Si, C를 대략 일정하게 하고, M(P, As, Bi, S, Se, Te의 조합) 및 B를 변화시키고, Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유시킨 표 40에 나타낸 조성의 박대를 실시예 31과 동일한 방법으로 주조하였고, 동일한 방법으로 어닐링하였고, 동일한 방법으로 철손을 측정한 결과를 표 40에 나타내었다. 또한, 합금 소재의 철원으로는 Al 탈산 또는 Si 탈산한 통상의 강을 사용하였고, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 금속 알루미늄, 금속 티타늄 및 M원에 의해 성분을 조정하였다. 박대의 판 두께는 24㎛이다.
M을 첨가한 본 발명예 25 ~ 발명예 31은, Al 또는 Ti를 함유하여도, 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Al이나 Ti에 의한 결정화가 현저하게 억제되고 있음을 알 수 있다. M을 첨가하지 않은 비교예 32 및 비교예 33은 모두 철손이 높다.
번호 구분 주요 원소의 조성 (원자%) 좌기 조성에 대한 함유량 (질량%) 철손 (W/kg)
Fe B Si C M Al Ti
25 발명예 80.4 14.0 2.7 1.0 As=0.7 Bi=1.0 0.15 <0.005 0.109
26 발명예 80.5 13.1 2.5 1.1 Bi=1.2 S=1.4 <0.005 0.22 0.112
27 발명예 80.6 11.7 2.7 1.0 S=3.3 Se=0.5 0.16 <0.005 0.108
28 발명예 80.6 15.0 2.4 1.1 Se=0.4 Te=0.3 0.14 <0.005 0.113
29 발명예 80.6 14.4 2.4 1.1 Te=0.2 As=1.1 <0.005 0.21 0.118
30 발명예 80.7 8.6 2.6 1.0 S=6.5 As=0.4 <0.005 0.24 0.115
31 발명예 80.4 5.9 2.6 1.0 S=9.7 Te=0.2 0.10 <0.005 0.114
32 비교예 80.4 15.5 2.7 1.2 <0.005 0.16 <0.005 0.223
33 비교예 80.6 15.7 2.4 1.1 <0.005 <0.005 0.23 0.245
(실시예 35)
Fe, C, M을 대략 일정하게 하고, B 및 Si 양을 변화시키고, Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유시킨 표 41에 나타낸 조성의 박대를 실시예 31과 동일한 방법으로 주조하였고, 동일한 방법으로 어닐링하였고, 동일한 방법으로 철손을 측정한 결과를 표 41에 나타내었다. 또한, 합금 소재의 철원으로는 Al 탈산한 통상의 강을 사용하였고, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 금속 알루미늄, 금속 티타늄 및 M원에 의해 성분을 조정하였다. 박대의 판 두께는 25㎛이다.
M을 첨가한 본 발명예 34 ~ 발명예 36은, Al 또는 Ti를 함유하고 있어도, 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Al이나 Ti에 의한 결정화가 현저하게 억제되고 있음을 알 수 있다.
번호 구분 주요 원소의 조성 (원자%) 좌기 조성에 대한 함유량 (질량%) 철손 (W/kg)
Fe B Si C M Al Ti
34 발명예 80.5 12.5 2.5 1.1 As=0.2 Bi=0.9 P=2.1 0.09 0.14 0.117
35 발명예 80.4 11.9 3.2 1.0 Bi=1.0 Se=0.3 P=0.2 0.08 0.15 0.115
36 발명예 80.5 11.2 3.8 1.0 Te=0.1 P=3.2 0.09 0.17 0.118
(실시예 36)
M, Si를 대략 일정하게 하고, Fe, B, C를 변화시키고, Mn, S 등의 불순물을 합계 0.2 원자% 함유시킨 표 42에 나타낸 조성의 박대를 실시예 31과 동일한 방법으로 주조하였고, 동일한 방법으로 어닐링하였고, 동일한 방법으로 철손을 측정한 결과를 표 42에 나타내었다. 또한, 합금 소재의 철원으로는 Al 탈산 또는 Si 탈산한 통상의 강을 사용하였고, 페로보론, 금속 규소, 흑연, 금속 알루미늄, 금속 티타늄 및 M원에 의해 성분을 조정하였다. 박대의 판 두께는 25㎛이다.
M을 첨가한 본 발명예 34 ~ 발명예 41은, Al 또는 Ti를 함유하고 있고 있어도, 모두 철손이 0.12W/kg 이하인 우수한 특성을 가지며, Al이나 Ti에 의한 결정화가 현저하게 억제되고 있음을 알 수 있다. M을 첨가하지 않은 비교예 42 및 비교예 43은 모두 철손이 높다.
번호 구분 주요 원소의 조성 (원자%) 좌기 조성에 대한 함유량 (질량%) 철손 (W/kg)
Fe B Si C M Al Ti
37 발명예 84.3 9.8 2.4 0.3 As=0.2 P=2.8 <0.005 0.11 0.119
38 발명예 83.5 10.2 2.4 0.6 Bi=0.8 P=2.3 0.12 <0.005 0.117
39 발명예 81.5 12.0 2.4 0.7 Te=0.1 P=3.1 0.07 0.08 0.116
40 발명예 80.3 13.0 2.4 1.0 Se=0.2 P=2.9 0.11 0.04 0.108
41 발명예 78.7 13.7 2.5 1.7 P=2.9 S=0.3 0.09 0.08 0.109
42 비교예 84.2 12.8 2.5 0.3 <0.005 0.07 0.06 0.310
43 비교예 78.9 15.1 2.5 3.3 <0.005 0.09 0.10 0.230
(실시예 37)
통상의 제강 프로세스로 정련된 강을 철원으로 하여, 모합금을 제조하였다. 철원에는 Mn, Si, S, P 등의 불순물이 0.3 원자% 정도 함유되어 있다. B원으로는 페로보론, Si원으로는 99.9%의 금속 규소, P원으로는 페로인, C원으로는 메탈릭 카본을 사용하였다. 이 원료들을 소정량 배합하여 고주파 유도 용해로에서 가열하여 용해하였으며, 직경 10mm의 석영관으로 빨아올려 봉상의 모합금을 제조하였다. 얻어진 모합금의 성분 조성을 표 43에 나타내었다. 각 모합금에는, Mn, S 등의 불순물이 합계 0.2 원자% 정도 함유되어 있다.
표 43에 나타낸 각 모합금을 석영 도가니 중에서 고주파 용해하였고, 도가니 선단에 설치된 개구 형상 0.4mm×25mm의 장방형 슬롯 노즐을 통하여 냉각 롤 상에 분출시켜 단롤법에 의해 박대를 주조하였다. 냉각 롤의 재질은 Cu-0.5 질량% Be, 롤 외경은 580mm, 롤 표면 속도는 24.3m/s, 노즐과 롤 표면의 간격은 200㎛이다. 주조된 박대의 성분은 표 43의 모합금과 거의 변화가 없었다.
얻어진 각 박대에 대하여, 길이 방향 중앙부에서 샘플을 채취하였고, 질소 분위기 중에서 360℃에서 1시간, 50 에르스테드의 자장 중에서 어닐링한 후, 자속 밀도 및 철손을 측정하였고, 굽힘 시험에 의해 취화 특성을 평가하였다.
표 44에 평가 결과를 나타내었다. 자속 밀도는, 측정의 최대 인가 자장이 80A/m인 경우의 최대 자속 밀도 B80이다. 철손은, 주파수 50Hz, 최대 자속 밀도 1.3T에서의 값이다. 취화 특성은 180°굽힘 시험에 있어서, 파괴되었을 때의 굽힘 직경이다.
모든 작업 분량(charge)에 대하여 문제없이 박대를 주조할 수 있었으나, 비교예 11 및 비교예 12에서는 박대의 성상이 다소 불량이었다.
본 발명 범위의 발명예 1 ~ 발명예 9는 모두, 모든 특성에서 양호한 값을 나타내었다. 그러나, 본 발명의 성분 범위를 벗어난 비교예 10 ~ 비교예 16에서는, 충분한 비정질이 되지 않았거나, Fe 양의 부족 등으로 인하여, 자기적 특성과 기계적 특성의 일방 또는 쌍방에 있어서 양호한 특성이 얻어지지 않았다.
구분 번호 합금 조성 (원자%)
Fe Si B C P
발 명 예 1 80.3 1.6 17.6 0.02 0.2
2 80.3 2.5 13.7 0.1 3.2
3 80.3 2.5 5.3 0.1 11.6
4 80.3 4.4 12.1 0.1 2.9
5 77.3 1.6 5.1 0.02 15.8
6 77.2 1.6 18.8 0.02 2.1
7 78.1 1.6 12.0 4.0 4.1
8 83.2 2.1 12.5 0.2 1.8
9 85.6 2.1 10.2 0.1 1.8
비 교 예 10 80.3 2.5 16.2 0.8 0
11 80.3 1.4 4.8 0.1 13.2
12 80.3 4.7 10.1 0.1 4.6
13 76.8 2.0 19.2 0.1 1.7
14 76.8 2.0 4.7 0.1 16.2
15 77.2 2.0 14.4 0 6.2
16 86.3 1.6 6.7 4.2 1.0
구분 번호 박대 특성
B80 (T) 철손 (W/kg) 굽힘 직경 (mm)
발 명 예 1 1.52 0.078 1.8
2 1.52 0.065 1.4
3 1.48 0.088 2.2
4 1.49 0.081 2.3
5 1.43 0.102 2.5
6 1.43 0.091 2.1
7 1.45 0.081 1.5
8 1.54 0.091 1.9
9 1.51 0.108 2.6
비 교 예 10 1.42 0.124 3.9
11 1.41 0.134 3.6
12 1.45 0.113 2.9
13 1.36 0.098 3.2
14 1.33 0.148 4.7
15 1.39 0.129 3.5
16 1.47 0.317 5.8
본 발명에 의하면, 전력용 변압기, 고주파 변압기 등의 철심재에 사용되는 Fe기 비정질 합금 박대에 있어서, 종래에는 바람직하지 않다고 여겨졌던 P를 적극적으로 첨가하고, 그 첨가량을 적정화함으로써, 박대의 비정질 모상의 특성을 보다 향상시킴과 더불어, 표면에 형성되는 극박 산화물을 포함하는 종합적인 연자기 특성이 우수한 박대 및 그 박대를 이용하여 제조한 철심을 제공하는 것이 가능하다. 또한, 본 발명에 의하면, 상기 Fe기 비정질 합금 박대를 제조하기 위하여 사용되는 급랭 응고 박대 제조용 모합금을 제공하는 것이 가능하다.

Claims (54)

  1. 이동하는 냉각 기판 상에, 슬롯 형상의 개구부를 구비한 주탕 노즐을 통해, 원자%로, Si: 19% 이하, B: 2% 이상 20% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하를 함유하고 잔부가 Fe, Fe1-XCox(0.05≤X≤0.4) 및 Fe1-YNioY(0.05≤X≤0.2) 중 어느 하나로 이루어진 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는 Fe기 비정질 합금 박대에 있어서,
    상기 용융 금속은, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상: 합계 0.2 원자% 12 원자% 이하를 또한 함유하고, 비정질 모상의 적어도 한쪽의 박대 표면에는 두께가 5nm 이상 20nm 이하인 극박 산화층이 존재하는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  2. 제1항에 있어서, 상기 극박 산화층과 상기 비정질 모상 사이에 P와 S의 적어도 1종을 함유하는 편석층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  3. 제1항에 있어서, 상기 극박 산화층이 2층 구조를 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 박대 표면의 적어도 냉각 기판에 접촉하지 않는 쪽에 극박 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  5. 제2항에 있어서, 상기 편석층의 두께가 0.2nm 이상인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  6. 제3항에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 2개의 층이 모두 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  7. 제3항에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 박대 최표면에 있는 제1 산화층이 결정질 산화물과 비정질 산화물의 혼합층이고, 상기 제1 산화층과 비정질 모상 사이에 있는 제2 산화층이 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  8. 제3항에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 박대 최표면에 있는 제1 산화층이 결정질 산화물층이고, 상기 제1 산화층과 비정질 모상 사이에 있는 제2 산화물이 비정질 산화물층인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  9. 제1항에 있어서, 상기 극박 산화층이 Fe계, Si계, B계 또는 이들의 복합체로 구성된 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  10. 제7항에 있어서, 상기 극박 산화층을 구성하는 결정질 산화물이 스피넬 구조를 갖는 Fe계 산화물인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  11. 제3항 또는 제6항에 있어서, 상기 2층 구조를 갖는 극박 산화층의 전체 두께가 5nm 이상 20nm 이하이고, 상기 제1 산화층의 두께가 3nm 이상 15nm 이하이고, 상기 제2 산화층의 두께가 2nm 이상 10nm 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  12. 제3항 또는 제6항에 있어서, 상기 2층 구조 내의 2개의 산화층 중에서 비정질 모상에 인접한 산화층에, P, As, Sb, Bi, S, Se, Te 중 적어도 1종 이상의 원소가 편석되어 있는 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  13. 제1항에 있어서, 상기 박대의 판 두께가 10㎛ 이상 100㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  14. Fe, Co, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성된 비정질 합금 강대로서, 조성이 원자%로, Fe1-XCox: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.4), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  15. 제14항에 있어서, Fe1-XCox의 조성이 원자%로, Fe1-XCox: 80% 초과 82% 이하(0.05≤X≤0.4)인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  16. 제14항 또는 제15항에 있어서, 어닐링 후의 B80이 1.37T 이상이고 B80의 표준편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때, ΔTA = TAmax - TAmin이 80℃ 이상인 어닐링 온도 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  17. Fe, Ni, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성된 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe1-YNiY: 78% 이상 86% 이하(0.05≤X≤0.2), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  18. 제17항에 있어서, Fe1-YNiY의 조성이 원자%로, Fe1-YNiY: 80% 초과 82% 이하(0.05≤X≤0.2)인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  19. 제17항 또는 제18항에 있어서, 어닐링 후의 B80이 1.35T 이상이고 B80의 표준 편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때, ΔTA = TAmax - TAmin이 80℃ 이상인 어닐링 온도 특성을 갖으며, 또한 어닐링 후의 박대의 180°굽힘 시험에 있어서, 박대의 판 두께를 t, 파괴되었을 때의 굽힘 직경을 Df라고 할 때, 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)이 0.015 이상인 우수한 내취화 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  20. 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대 폭방향 각 부위에서의 어닐링후의 철손의 최대치를 Wmax, 최소치를 Wmin이라고 하였을 때, (Wmax - Wmin)/Wmin이 0.4 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  21. 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가 피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대가 냉각 기판에 접촉하는 면에 불가피하게 형성되는 길이 500㎛ 이상 또는 폭 50㎛ 이상의 조대 에어 포켓의 개수가 10개/㎠ 이하인 영역이 면적율로 80% 이상인 양호한 박대 형상성을 갖고 있는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  22. 이동하는 냉각 기판 상에 슬롯 형상의 개구부를 갖는 주탕 노즐을 통해 용융 합금을 분출시키고, 급랭 응고시켜 얻어지는, Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 또한 박대 폭방향의 임의의 위치에서의 판 두께의 최대치를 tmax, 최소치를 tmin이라고 하였을 때, Δt = tmax - tmin이 5㎛ 이하인 양호한 박대 형상성을 갖고 있는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  23. 제22항에 있어서, 상기 Δt가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  24. Fe, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  25. Fe, Si, B, C, P의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 2% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  26. 제14항, 제15항, 제17항, 제18항 또는 제20항 내지 제25항 중 어느 한 항에 있어서, P의 조성이 원자%로, P: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  27. As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 표시할 경우, Fe, Si, B, C, M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, M: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  28. As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상을 기호 M으로 표시할 경우, Fe, Si, B, C, P+M의 주요 원소 및 불가피한 불순물로 구성되는 비정질 합금 박대로서, 조성이 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P+M: 0.2% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  29. 제27항에 있어서, M의 조성이 원자%로, M: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  30. 제28항에 있어서, P+M의 조성이 원자%로, P+M: 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  31. 제24항, 제25항, 제27항 내지 제30항 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링 후의 B80이 1.37T 이상이고 B80의 표준편차가 0.1 미만인 연자기 특성을 갖음과 더불어, 상기 연자기 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TAmax, 최소치를 TAmin이라고 하였을 때의 어닐링 온도 폭 ΔTA = TAmax - TAmin이 80℃ 이상인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  32. 제14항, 제15항, 제17항, 제18항, 제24항, 제25항 또는 제27항 내지 제30항 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 철손이 0.12W/kg 이하인 철손 특성을 갖음과 더불어, 상기 철손 특성을 확보하는 어닐링에서의 어닐링 온도의 최대치를 TBmax, 최소치를 TBmin이라고 하였을 때, ΔTB = TBmax - TBmin이 80℃ 이상인 어닐링 온도 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  33. 제20항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 철손이 0.12W/kg 이하인 철손 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  34. 제14항, 제15항, 제24항, 제25항 또는 제27항 내지 제30항 중 어느 한 항에 있어서, 어닐링후의 박대의 180°굽힘 시험에 있어서, 박대의 판 두께를 t, 파괴되었을 때의 굽힘 직경을 Df라고 할 때, 박대 파괴 변형량 εf = t/(Df-t)이 0.01 이상인 우수한 내취화 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  35. 제14항, 제15항, 제17항, 제18항, 제20항 내지 제25항 또는 제27항 내지 제30항 중 어느 한 항에 있어서, B의 조성이 원자%로, B: 5% 초과 14% 미만인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  36. 제20항 내지 제25항 또는 제27항 내지 제30중 어느 한 항에 있어서, Fe의 조성이 원자%로, Fe: 80% 초과 82% 이하인 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 Fe기 비정질 합금 박대.
  37. Fe, B, C 및 P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진 주요 원소와, O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소를 함유하는 불순물 원소로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 상기 주요 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상: 합계 0.2% 이상 12% 이하이고, 상기 석출물 형성 원소의 함유량이 질량%로 합계 2.5% 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  38. Fe, Si, B, C 및 P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진 주요 원소와, O, N 또는 C와의 석출물 형성 원소를 함유하는 불순물 원소로 구성되는 Fe기 비정질 합금 박대로서, 상기 주요 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상: 합계 0.2% 이상 12% 이하이고, 상기 석출물 형성 원소의 함유량이 질량%로 합계 2.5% 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  39. 제37항 또는 제38항에 있어서, 상기 석출물 형성 원소로서 Al과 Ti의 일방 또는 쌍방을 함유하고, 그 함유량이 질량%로, Al: 0.01% 이상 1% 이하, Ti: 0.01% 이상 1.5% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  40. 삭제
  41. 삭제
  42. 제37항 또는 제38항에 있어서, Al의 함유량이 질량%로, 0.01% 이상 0.2% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  43. 제37항에 있어서, Ti의 함유량이 질량%로, 0.01% 이상 0.4% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  44. 제37항에 있어서, P, As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상의 함유량이 원자%로 1% 이상 12% 이하인 것을 특징으로 하는 Fe기 비정질 합금 박대.
  45. 제14항에 기재된 Fe기 비정질 합금 박대를 토로이드 형태로 감고 어닐링한 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 권철심.
  46. 제14항에 기재된 Fe기 비정질 합금 박대를 소정 형상으로 타발하고, 적층하고, 어닐링한 것을 특징으로 하는 교류에서의 연자기 특성이 우수한 적철심.
  47. 합금 원소가 원자%로, Fe: 77% 이상 86% 이하, Si: 1.5% 이상 4.5% 이하, B: 5% 이상 19% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 16% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  48. 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 이하, B: 2% 이상 15% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 1% 이상 14% 이하이고, B+P: 12% 이상 20% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  49. 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  50. 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 0.02% 이상 2% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 8% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  51. 합금 원소가 원자%로, Fe1-XCoX: 78% 이상 86% 이하 (0.05≤X≤0.4), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  52. 합금 원소가 원자%로, Fe1-YNiY: 78% 이상 86% 이하 (0.05≤X≤0.2), Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, P: 0.2% 이상 12% 이하이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  53. 합금 원소가 원자%로, Fe: 78% 이상 86% 이하, Si: 2% 이상 4% 미만, B: 5% 초과 16% 이하, C: 0.02% 이상 4% 이하, M: 0.2% 이상 12% 이하(단, M은 As, Bi, S, Se, Te 중 1종 또는 2종 이상)이고, 잔부가 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
  54. 제47항 내지 제53항 중 어느 한 항에 있어서, Al과 Ti의 일방 또는 쌍방을 함유하고, 그 함유량이 질량%로, Al: 0.01% 이상 1% 이하, Ti: 0.01% 이하 1.5% 이하인 것을 특징으로 하는 저가의 급랭 응고 박대 제조용 철계 모합금.
KR1020037016007A 2002-04-05 2003-03-31 연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대제조용 모합금 KR100601413B1 (ko)

Applications Claiming Priority (19)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002104262 2002-04-05
JP2002104263 2002-04-05
JP2002104260 2002-04-05
JP2002104261 2002-04-05
JPJP-P-2002-00104262 2002-04-05
JPJP-P-2002-00104261 2002-04-05
JPJP-P-2002-00104260 2002-04-05
JPJP-P-2002-00104263 2002-04-05
JP2002108134 2002-04-10
JPJP-P-2002-00108134 2002-04-10
JPJP-P-2002-00111940 2002-04-15
JP2002111940 2002-04-15
JPJP-P-2002-00114818 2002-04-17
JP2002114818 2002-04-17
JPJP-P-2002-00114820 2002-04-17
JP2002114819 2002-04-17
JP2002114820 2002-04-17
JPJP-P-2002-00114819 2002-04-17
PCT/JP2003/004089 WO2003085150A1 (en) 2002-04-05 2003-03-31 Fe-BASE AMORPHOUS ALLOY THIN STRIP OF EXCELLENT SOFT MAGNETIC CHARACTERISTIC, IRON CORE PRODUCED THEREFROM AND MASTER ALLOY FOR QUENCH SOLIDIFICATION THIN STRIP PRODUCTION FOR USE THEREIN

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20040003056A KR20040003056A (ko) 2004-01-07
KR100601413B1 true KR100601413B1 (ko) 2006-07-14

Family

ID=28795469

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020037016007A KR100601413B1 (ko) 2002-04-05 2003-03-31 연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대제조용 모합금

Country Status (7)

Country Link
US (1) US7282103B2 (ko)
JP (1) JP4402960B2 (ko)
KR (1) KR100601413B1 (ko)
CN (1) CN1281777C (ko)
AU (1) AU2003221020A1 (ko)
TW (1) TWI230201B (ko)
WO (1) WO2003085150A1 (ko)

Families Citing this family (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005256104A (ja) * 2004-03-12 2005-09-22 Nippon Steel Corp 動作磁歪が小さなＦｅ基非晶質合金薄帯及びそれを用いて製造した鉄心
JP4358016B2 (ja) * 2004-03-31 2009-11-04 明久 井上 鉄基金属ガラス合金
JP5024644B2 (ja) * 2004-07-05 2012-09-12 日立金属株式会社 非晶質合金薄帯
US7744703B2 (en) * 2005-04-08 2010-06-29 Nippon Steel Corporation Fe-based amorphous alloy strip
JP2007299838A (ja) 2006-04-28 2007-11-15 Hitachi Metals Ltd カレントトランス用磁心、カレントトランスならびに電力量計
US20080036566A1 (en) 2006-08-09 2008-02-14 Andrzej Klesyk Electronic Component And Methods Relating To Same
US8277579B2 (en) * 2006-12-04 2012-10-02 Tohoku Techno Arch Co., Ltd. Amorphous alloy composition
CN102099503B (zh) * 2008-06-16 2013-07-03 纳米钢公司 延性金属玻璃
US8529712B2 (en) * 2009-05-19 2013-09-10 California Institute Of Technology Tough iron-based bulk metallic glass alloys
JP4866971B2 (ja) 2010-04-30 2012-02-01 太陽誘電株式会社 コイル型電子部品およびその製造方法
US8723634B2 (en) * 2010-04-30 2014-05-13 Taiyo Yuden Co., Ltd. Coil-type electronic component and its manufacturing method
WO2012047651A2 (en) 2010-09-27 2012-04-12 California Institute Of Technology Tough iron-based metallic glass alloys
JP2011049574A (ja) * 2010-09-30 2011-03-10 Nippon Steel Corp 動作磁歪が小さなＦｅ基非晶質合金薄帯及びそれを用いて製造した鉄心
JP6081051B2 (ja) 2011-01-20 2017-02-15 太陽誘電株式会社 コイル部品
JP2012238841A (ja) 2011-04-27 2012-12-06 Taiyo Yuden Co Ltd 磁性材料及びコイル部品
JP4906972B1 (ja) 2011-04-27 2012-03-28 太陽誘電株式会社 磁性材料およびそれを用いたコイル部品
JP5032711B1 (ja) 2011-07-05 2012-09-26 太陽誘電株式会社 磁性材料およびそれを用いたコイル部品
JP5048155B1 (ja) 2011-08-05 2012-10-17 太陽誘電株式会社 積層インダクタ
JP5082002B1 (ja) 2011-08-26 2012-11-28 太陽誘電株式会社 磁性材料およびコイル部品
CN102314985B (zh) * 2011-09-29 2013-01-09 安泰科技股份有限公司 一种铁基非晶合金宽带及其制造方法
CN102360668B (zh) * 2011-10-24 2013-11-13 南京信息工程大学 一种软磁涂层非晶软磁芯磁敏复合丝材料及其制备方法
JP6091744B2 (ja) 2011-10-28 2017-03-08 太陽誘電株式会社 コイル型電子部品
JP5960971B2 (ja) 2011-11-17 2016-08-02 太陽誘電株式会社 積層インダクタ
JP6012960B2 (ja) 2011-12-15 2016-10-25 太陽誘電株式会社 コイル型電子部品
EP2759614B1 (de) * 2013-01-25 2019-01-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt
US9708699B2 (en) 2013-07-18 2017-07-18 Glassimetal Technology, Inc. Bulk glass steel with high glass forming ability
WO2015016161A1 (ja) * 2013-07-30 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄系非晶質合金薄帯
JP6347606B2 (ja) * 2013-12-27 2018-06-27 井上　明久 高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金
CN104036904A (zh) * 2014-05-28 2014-09-10 浙江大学 高饱和磁感应强度铁基非晶软磁复合材料及其制备方法
CN104464995B (zh) * 2014-12-19 2016-08-24 国网山东省电力公司莱芜供电公司 一种复合变压器磁性材料及其制备方法
JP6422569B2 (ja) * 2015-03-20 2018-11-14 アルプス電気株式会社 軟磁性体粉末、成形部材、圧粉コア、電気・電子部品、電気・電子機器、磁性シート、通信部品、通信機器および電磁干渉抑制部材
KR102486116B1 (ko) * 2015-10-20 2023-01-09 엘지이노텍 주식회사 연자성 합금
JP6655787B2 (ja) * 2015-11-25 2020-02-26 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 モータ
CN105513770A (zh) * 2016-02-15 2016-04-20 海安欣凯富机械科技有限公司 变压器
JP6478061B2 (ja) 2016-04-04 2019-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 非晶質合金薄帯
CN106636982B (zh) * 2017-01-25 2018-02-09 青岛云路先进材料技术有限公司 一种铁基非晶合金及其制备方法
US11270821B2 (en) * 2017-07-05 2022-03-08 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Soft magnetic powder, method for producing same, and dust core using soft magnetic powder
US11679437B2 (en) * 2017-10-17 2023-06-20 Denso Corporation Compressed powder magnetic core, powder for magnetic core, and production methods therefor
CN111566243A (zh) * 2018-01-12 2020-08-21 Tdk株式会社 软磁性合金薄带及磁性部件
CN108597715B (zh) * 2018-04-25 2019-09-17 郑州大学 一种多组元铁基非晶软磁合金
US11371108B2 (en) 2019-02-14 2022-06-28 Glassimetal Technology, Inc. Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability
CN111755197B (zh) * 2019-03-28 2023-09-26 Tdk株式会社 软磁性金属粉末和磁性部件
JP7359021B2 (ja) * 2019-03-28 2023-10-11 Tdk株式会社 軟磁性金属粉末および磁性部品
JP2021193201A (ja) * 2020-06-08 2021-12-23 株式会社Bmg 超軟磁性Ｆｅ系非晶質合金
CN111748754A (zh) * 2020-07-09 2020-10-09 安徽工业大学 一种氧可控的铁基磁制冷合金及其制备方法
CN112962024B (zh) * 2021-01-29 2022-04-15 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及其制备方法
CA3217383A1 (en) * 2021-05-18 2022-11-24 Shinya Sato Fe-based amorphous alloy and fe-based amorphous alloy ribbon
CN116313347B (zh) * 2023-03-31 2023-11-28 中山市设科电子有限公司 一种制备电感器的复合材料、电感器及其制备方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4889568A (en) * 1980-09-26 1989-12-26 Allied-Signal Inc. Amorphous alloys for electromagnetic devices cross reference to related applications
JPS57185957A (en) 1981-05-13 1982-11-16 Kawasaki Steel Corp Amorphous alloy for iron core having high saturated magnetic flux density
CA1205725A (en) * 1982-09-06 1986-06-10 Emiko Higashinakagawa Corrosion-resistant and wear-resistant amorphous alloy and a method for preparing the same
US4588452A (en) * 1983-03-16 1986-05-13 Allied Corporation Amorphous alloys for electromagnetic devices
JPH07122097B2 (ja) 1986-08-12 1995-12-25 株式会社ダイヘン 非晶質合金の部分断熱焼鈍方法
JPH089753B2 (ja) 1991-05-07 1996-01-31 新日本製鐵株式会社 Ｆｅ基非晶質合金の製造方法
JP3279399B2 (ja) * 1992-09-14 2002-04-30 アルプス電気株式会社 Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法
JP3644062B2 (ja) 1995-01-13 2005-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 軟磁気特性に優れた低ボロンアモルファス合金
JP3432661B2 (ja) 1996-01-24 2003-08-04 新日本製鐵株式会社 Ｆｅ系非晶質合金薄帯
JPH09202951A (ja) 1996-01-26 1997-08-05 Kawasaki Steel Corp 軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金
JP3752763B2 (ja) 1996-01-31 2006-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性に優れた低ボロンアモルファス合金の製造方法
US6053989A (en) * 1997-02-27 2000-04-25 Fmc Corporation Amorphous and amorphous/microcrystalline metal alloys and methods for their production
JP3644248B2 (ja) 1998-04-13 2005-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 軟磁気特性に優れたトランス用鉄基アモルファス合金
JP3500062B2 (ja) 1998-04-17 2004-02-23 新日本製鐵株式会社 極薄酸化層を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
JP2000054089A (ja) 1998-07-31 2000-02-22 Kawasaki Steel Corp 表面性状と磁気特性に優れたＦｅ基アモルファス合金
JP4037988B2 (ja) 1999-04-26 2008-01-23 新日本製鐵株式会社 極薄酸化層を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
JP4037989B2 (ja) 1999-04-27 2008-01-23 新日本製鐵株式会社 極薄酸化層を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
US6594157B2 (en) * 2000-03-21 2003-07-15 Alps Electric Co., Ltd. Low-loss magnetic powder core, and switching power supply, active filter, filter, and amplifying device using the same
US6416879B1 (en) * 2000-11-27 2002-07-09 Nippon Steel Corporation Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same
JP3634286B2 (ja) 2000-11-27 2005-03-30 新日本製鐵株式会社 Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心

Also Published As

Publication number Publication date
KR20040003056A (ko) 2004-01-07
US20040140016A1 (en) 2004-07-22
US7282103B2 (en) 2007-10-16
AU2003221020A1 (en) 2003-10-20
TW200304952A (en) 2003-10-16
CN1281777C (zh) 2006-10-25
JPWO2003085150A1 (ja) 2005-08-11
JP4402960B2 (ja) 2010-01-20
WO2003085150A1 (en) 2003-10-16
TWI230201B (en) 2005-04-01
CN1547621A (zh) 2004-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100601413B1 (ko) 연자기 특성이 우수한 Ｆｅ기 비정질 합금 박대, 이를사용하여 제조한 철심 및 이들에 사용되는 급랭 응고 박대제조용 모합금
KR100447090B1 (ko) Ｆｅ계 비정질 합금 박판 스트립 및 이를 사용하여 제조된 철심
US7744703B2 (en) Fe-based amorphous alloy strip
US20230045797A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet, and method for manufacturing same
JP2006312777A (ja) 軟磁気特性に優れた急冷凝固薄帯
JP2001279387A (ja) 急冷凝固薄帯製造用の安価なＦｅ基母合金
JPH07331396A (ja) 磁気特性および耐脆化特性に優れた鉄基非晶質合金およびその製造方法
KR100427834B1 (ko) 자기특성이우수한광폭철기비정질합금박대및그의제조방법
JP3434844B2 (ja) 低鉄損・高磁束密度非晶質合金
US20010007266A1 (en) Methods for producing iron-based amorphous alloy ribbon and nanocrystalline material
JP3634286B2 (ja) Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心
JP4037989B2 (ja) 極薄酸化層を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
US6420042B1 (en) Fe-based amorphous alloy thin strip with ultrathin oxide layer
JP3124690B2 (ja) 磁気特性および耐脆化特性に優れた鉄基非晶質合金およびその製造方法
CN100478482C (zh) 软磁特性优异的Fe基非晶质合金薄带、用其制造的铁心及用于它们的急冷凝固薄带制造用母合金
JP3709149B2 (ja) 高磁束密度を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
JPH10324961A (ja) 軟磁気特性に優れた鉄基非晶質合金薄帯およびその製造方法
JP3366681B2 (ja) 磁束密度が高く、絶縁被膜処理性に優れた低鉄損鉄系非晶質合金
JP7465354B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4037988B2 (ja) 極薄酸化層を有するＦｅ基非晶質合金薄帯
JP2001252749A (ja) ナノ結晶材料用Ｆｅ基アモルファスリボンの製造方法、およびナノ結晶材料の製造方法
TWI822046B (zh) Fe系非晶質合金及Fe系非晶質合金薄帶
JP5967357B2 (ja) 鉄系非晶質合金薄帯
JPH04337050A (ja) 磁気特性の優れた高抗張力磁性材料およびその製造方法
KR100358592B1 (ko) 자기특성이우수하고내파쇄특성이우수한철기비정질합금및그제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130621

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140626

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150618

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160617

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170616

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180618

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190618

Year of fee payment: 14