KR101473763B1 - 연자성 비정질 합금 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 연자성 비정질 합금에 관한 것으로서, 하기 [구조식 1]포 표시되는 연자성 비정질 합금인 것을 특징으로 하고, 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금은 분말 제작이 가능하고 높은 비정질 형성능을 가지면서 동시에 높은 포화 자속밀도를 가져서 변압기, 모터, 초코 및 인덕터 자심 등에 광범위하게 활용할 수 있다. 또한, 추가적인 등온 열처리를 통하여 나노 결정화를 달성하여 보자력을 향상시키고, 이를 통해 우수한 연자기적 특성을 발현시키는 연자성 비정질 합금을 제공할 수 있다.
[구조식 1]
FeaCbSicBdPeMf
상기 [구조식 1]에서, 상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고, a=100-(b+c+d+e+f), 5.0 ≤ b ≤7.0, 2.3 ≤ c ≤3.3, 2.5 ≤ d ≤5.5, 6.7 ≤ e ≤8.7 및 0.1 ≤ f ≤5.0이다.

Description

연자성 비정질 합금 및 이의 제조방법{Soft magnetic amorphous material ally and preparation method thereof}
본 발명은 연자성 비정질 합금 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 분말 제작이 가능하고 높은 비정질 형성능을 가지면서 동시에 높은 포화 자속밀도를 가지는 연자성 비정질 합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.
비정질 합금(Amorphous alloy)이란, 액체처럼 불규칙한 원자구조를 지닌 합금을 뜻하는 것으로서, 합금을 만드는 과정에서 용해한 금속은 1초당 100만 ℃의 페이스로 급랭하면 비결정성 합금이 되어 보통의 합금에는 없는 성질을 갖는 것이 얻어지며, 이렇게 제조된 합금을 비정질 합금이라 한다.
이러한 비정질 합금은 분자 단위까지 관찰해도 결정구조가 없기 때문에 일반적인 금속소재보다 강성이 뛰어나지만 가공성, 즉 비정질 형성능이 떨어지는 문제가 있다.
또한, 연자성이란 히스테리시스 곡선에서 보자력 및 잔류 자화가 작고, 투자율이 큰 자성을 말하며, 경자성에 대응한다. 이러한 연자성은 자기력을 인가하였을 때만 자화되고, 외부 자기장을 제거하면 자화는 거의 소실하게 된다.
한편, 연자성을 띄는 연자성체에 비정질 합금이 많이 쓰이며, 그 이유는 장거리질서(LRO, Long range order)를 가지지 않고 단거리질서(SRO, Short range order)를 가지기 때문에 연자성체의 제조에 비정질 합금이 많이 사용된다.
이러한 장점으로 인하여 연자성체 제조시 비정질 합금이 많이 사용되지만, 반면에 연자성 비정질 합금의 경우에는 그것의 다양한 활용성을 나타내는 비정질 형성능이 상대적으로 낮다는 문제점이 있다.
즉, 비정질 합금에서는 비정질 형성능이 증가하여야만 기존 비정질 합금에 비해 낮은 임계 냉각 속도에서도 비정질화가 가능하게 되고, 합금에 따라 수 mm 두께의 괴상 비정질 합금의 제작이 가능할 수 있다. 이 뿐만 아니라, 비정질 형성능이 증가하여야만 상대적으로 느린 냉각 속도를 가지는 가스 및 물 분무법을 이용하는 경우에도 비정질 분말의 직접 제작이 가능할 수 있다. 이렇게 분말의 직접 제작이 가능할 정도로 비정질 형성능을 높여야지만 연자성 비정질 합금의 경우에도 변압기, 모터, 초코 및 인덕터 자심 등에 상업적으로 광범위한 활용이 가능하게 된다.
하지만, 이렇게 비정질 형성능을 증가시켜 제작하는 것이 필수적으로 수반되어야 함에도 불구하고, 연자성 비정질 합금의 경우에는 비정질 형성능이 낮다는 문제점이 있다.
따라서, 연자성 비정질 합금의 제조시 낮은 비정질 형성능을 극복하기 위한 연구가 현재 계속적으로 진행되고 있지만, 낮은 비정질 형성능을 극복하기 위해 지금까지 첨가되었던 비정질화 원소는 합금의 포화 자속밀도를 낮추면서 원료 단가를 지나치게 높이는 문제점이 있고, 이는 연자성 비정질 합금의 다양한 활용성을 저해하는 요인이 되는 문제점에 해당한다.
따라서, 높은 비정질 형성능을 가지면서 동시에 우수한 포화 자속 밀도를 갖는 연자성 비정질 합금의 개발이 절실히 필요한 실정이고, 이와 관련된 선행기술문헌은 하기와 같다.
대한민국 공개특허번호 제10-2009-0079972호 대한민국 공개특허번호 제10-2007-0079575호
본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로서, 본 발명의 목적은 기존의 연자성 비정질 합금에 비해 우수한 포화 자속밀도를 가지는 연자성 비정질 합금 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명은 이와 동시에 연자성 비정질 합금의 다양한 활용성을 나타내는 요인으로서 높은 비정질 형성능을 가지는 연자성 비정질 합금을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명은 저가의 주철을 주원료로 사용하면서 합금화 원소를 최소화시킴으로써 제조 단가를 절감하고, 높은 포화 자속밀도 및 다양한 활용성을 갖는 연자성체를 제공하는 것이다.
본 발명은 상기 과제를 해결하기 위하여 하기 [구조식 1]포 표시되는 연자성 비정질 합금을 제공한다.
[구조식 1]
FeaCbSicBdPeMf
상기 [구조식 1]에서,
상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고,
a=100-(b+c+d+e+f), 5.0 ≤ b ≤7.0, 2.3 ≤ c ≤3.3, 2.5 ≤ d ≤5.5, 6.7 ≤ e ≤8.7 및 0.1 ≤ f ≤5.0이다.
또한, 상기 연자성 비정질 합금은 진동시료자력계에 의해 측정한 포화 자속 밀도가 1.10-1.40 T인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 연자성 비정질 합금은 진동시료자력계에 의해 측정한 보자력이 1-5 A/m인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 연자성 비정질 합금은 X선 회절법에 의해 측정한 임계 두께가 1.5-3.5 mm인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 연자성 비정질 합금은 2-30 nm 크기의 나노결정을 더 포함하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명은 하기 단계를 포함하는 연자성 비정질 합금의 제조방법을 제공한다.
(a) FeaCbSicBdPeMf로 표시되는 금속 원소를 1,000-1,500 ℃의 열을 가하면서 용융시켜 모합금을 제조하는 단계,
(b) 상기 용융된 상태의 모합금을 20-30 ℃에서 비활성 기체를 주입하면서 냉각하여 비정질화하는 단계,
(c) 상기 (b) 단계에 의한 비정질화 후 상기 모합금의 Tg(glass transition temperature, 유리전이온도)를 확인하는 단계, 및
(d) 상기 (c)단계에 의해 Tg(℃)를 확인한 후, 35-45 ℃/분의 승온 속도로 상기 확인된 Tg의 -50 ~ -20 ℃까지 승온한 후, 열처리하여 2-30 nm 크기의 결정을 형성하는 단계.
상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고, a=100-(b+c+d+e+f), 5.0≤b≤7.0, 2.3≤c≤3.3, 2.5≤d≤5.5, 6.7≤e≤8.7 및 0.1≤f≤5.0인 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 연자성 비정질 합금은 분말 제작이 가능하고 높은 비정질 형성능을 가지면서 동시에 높은 포화 자속밀도를 가져서 변압기, 모터, 초코 및 인덕터 자심 등에 광범위하게 활용할 수 있다.
또한, 추가적인 등온 열처리를 통하여 나노 결정화를 달성하여 보자력을 향상시키고, 이를 통해 우수한 연자기적 특성을 발현시키는 연자성 비정질 합금을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 사용된 단롤 급속 냉각 장치의 개략도이다.
도 2는 본 발명에 따른 실시예 1의 합금에서 일부 나노 결정이 형성됨을 보여주는 사진이다.
도 3는 본 발명에 따른 실시예 6의 합금에서 일부 나노 결정이 형성됨을 보여주는 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예에서 임계 두께를 측정하기 위해 사용한 수냉 주조 장치의 개략도이다.
도 5는 본 발명에 따른 실시예 3의 합금에 대한 자기이력곡선을 보여주는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 실시예 1의 합금에 대해서 측정된 임계 두께를 나타내는 그래프이다.
도 7은 본 발명의 실시예 4의 합금에 대한 자기이력곡선을 보여주는 그래프이다.
도 8은 본 발명의 실시예 12 비정질 합금 내부에 나노 결정이 형성됨을 보여주는 XRD 그래프이다.
본 발명자들은 우수한 포화 자속밀도 및 높은 비정질 형성능을 가지면서 이와 동시에 보자력을 증가시켜 연자기적 특성도 우수한 연자성 비정질 합금을 개발하기 위하여 예의 연구 노력한 결과, 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금 및 그 제조방법을 완성하였다.
구체적으로 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금은 하기 [구조식 1]로 표시되는 것을 특징으로 한다.
[구조식 1]
FeaCbSicBdPeMf
상기 [구조식 1]에서,
상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고,
a=100-(b+c+d+e+f), 5.0 ≤ b ≤7.0, 2.3 ≤ c ≤3.3, 2.5 ≤ d ≤5.5, 6.7 ≤ e ≤8.7 및 0.1 ≤ f ≤5.0이다.
상기 Fe는 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금이 Fe계 연자성 비정질 합금에 해당하게 하는 핵심 원소로서, 상기 a가 100-(b+c+d+e+f)인 원자%에 해당하는 경우에 본 발명에서 달성하려는 높은 포화 자속밀도 및 우수한 비정질 형성능을 갖는 Fe계 연자성 비정질 합금의 제공이 가능하다.
또한, 상기 C는 비정질을 형성하는 핵심 원소로서, 상기 b가 5.0 원자% 미만인 경우에는 온전한 비정질 합금을 형성할 수 없어 바람직하지 않으며, 상기 b가 7.0 원자%를 초과하게 되면 본 발명의 효과에 기여하는 나머지 물질의 함량을 제한할 우려가 있어 바람직하지 않다.
또한, 상기 Si 역시 비정질을 형성하는 핵심 원소로서, 상기 c가 2.3 원자% 미만인 경우에는 온전한 비정질을 형성할 수 없어 바람직하지 않으며, 상기 c가 3.3 원자%를 초과하게 되면 본 발명의 효과에 기여하는 나머지 물질의 함량을 제한할 우려가 있어 바람직하지 않다.
또한, 상기 B 역시 비정질을 형성하는 핵심 원소로서, 상기 d가 2.5 원자% 미만인 경우에는 온전한 비정질을 형성할 수 없어 바람직하지 않으며, 상기 d가 5.5 원자%를 초과하는 경우에는 본 발명의 효과에 기여하는 나머지 물질의 함량을 제한할 우려가 있어 바람직하지 않다.
또한, 상기 P 역시 비정질을 형성하는 핵심 원소로서, 상기 e가 6.7 원자% 미만인 경우에는 온전한 비정질을 형성할 수 없어 바람직하지 않으며, 상기 e가 8.7 원자%를 초과하는 경우에는 본 발명의 효과에 기여하는 나머지 물질의 함량을 제한할 우려가 있어 바람직하지 않다.
또한, 상기 M은 포화 자속밀도의 급격한 감소를 방지함과 동시에 높은 비정질 형성능의 발현을 가능하게 하는 핵심 원소로서, 상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상일 수 있으며, 이 중에서 상기 Co 및 Ni은 강자성 원소에 해당한다.
또한, 상기 f가 0.1 원자% 미만인 경우에는 높은 비정질 형성능의 발현 및 포화 자속밀도의 급격한 감소 방지를 달성하기 어려워 바람직하지 않으며, 상기 f가 5.0 원자%를 초과하는 경우에는 나머지 물질의 함량을 제한하여 비정질이 온전하게 형성되기 어려워 바람직하지 않다.
또한 상기 M이 Ni인 경우 상기 f는 0.1-3 원자%인 것이 바람직하다. 이때 상기 Ni이 3 원자%를 초과하는 경우에는 포화 자속밀도를 1 T 미만으로 감소시키게 될 뿐만 아니라 본 발명의 효과에 기여하는 나머지 물질의 함량을 제한하게 되어 바람직하지 않다.
또한, 더욱 바람직한 범위로서 상기 Ni이 0.1-3 원자%인 경우에는 본 발명에 따른 상기 연자성 비정질 합금의 조성에서 Fe를 제외한 나머지 물질의 함량은 변함이 없으나, 상기 M 중 Ni외의 나머지 물질이 0.1≤f≤5.0의 범위 이내에서 추가적으로 투입될 수 있다.
또한, 상기 M이 Cu, Hf 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택된 1종 이상인 경우 상기 f는 0.1-2 원자%인 것이 바람직하다. 이때 상기 Cu, Hf 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택된 1종 이상이 2 원자%를 초과하는 경우에는 불순물에 해당하는 결정상을 형성하거나 포화 자속밀도를 1 T 이하로 감소시켜 바람직하지 않다. 특히, Cu가 2 원자%를 초과하는 경우에는 비정질 내 Fcc-Cu 및 Fe2P 상을 형성하여 불순물을 생성하게 되므로 바람직하지 않다.
또한, 더욱 바람직한 범위로서 상기 Cu, Hf 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택된 1종 이상이 0.1-2 원자%인 경우에는 본 발명에 따른 상기 연자성 비정질 합금의 조성에서 Fe를 제외한 나머지 물질의 함량은 변함이 없으나, 상기 M 중 나머지 물질이 0.1≤f≤5.0의 범위 이내에서 추가적으로 투입될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 상기 연자성 비정질 합금은 상기 원자%로 이루어진 전체 조성에 해당하는 경우, 본 발명에서 달성하려는 높은 비정질 형성능 및 우수한 포화 자속밀도를 갖는 연자성 비정질 합금의 제공이 가능하다.
상기 연자성 비정질 합금은 저가의 원료인 주철(Fe-C)을 구성하는 Fe와 C를 주원소로 하고 나머지 Si, B, P 및 M을 부수원소(minor alloying)로 하는 연자성 비정질 합금일 수 있다. 그러므로 본 발명은 Fe계 연자성 비정질 합금에 해당할 수 있다.
본 발명에 따른 상기 연자성 비정질 합금은 진동시료자력계에 의해 측정한 포화 자속 밀도가 1.10-1.40 T이며, 진동시료자력계에 의해 측정한 보자력이 1-5 A/m인 것을 특징으로 한다. 또한, 상기 연자성 비정질 합금은 X선 회절법에 의해 측정한 임계 두께가 1.5-3.5 mm인 것을 특징으로 한다.
그러므로 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금은 상기 포화 자속밀도가 상기 범위로 측정되어 우수한 포화 자속밀도를 가지는 연자성 비정질 합금일 수 있으며, 또한 상기 임계 두께는 연자성 비정질 합금의 다양한 활용성이 가능함을 나타내는 지표인 것으로서, 상기 임계 두께가 상기 범위로 측정되어 높은 비정질 형성능을 가지는 연자성 비정질 합금에 해당하게 된다.
또한, 상기 연자성 비정질 합금은 2-30 nm 크기의 나노결정을 더 포함할 수 있는데, 상기 나노결정이 더 포함됨으로 인해 보자력이 월등히 감소되어 연자성 비정질 합금의 연자기적 특성이 더욱 향상될 수 있다. 이때 상기 연자성 비정질 합금의 크기가 2 nm 미만인 경우에는 연자기적 특성 향상에 미치는 효과가 미비하여 바람직하지 않으며, 상기 연자성 비정질 합금의 크기가 30 nm를 초과하는 경우에는 본 발명에서 달성하려는 나노결정화의 효과를 달성할 수 없어 바람직하지 않다.
결과적으로 본 발명에 따라 FeaCbSicBdPeMf로 표시되는 연자성 비정질 합금은 FeaCbSicBdPe로 표시되는 연자성 비정질 합금에서 M을 추가로 포함하는 연자성 비정질 합금인 것으로서, FeaCbSicBdPe가 보유한 높은 포화 자속밀도의 급격한 감소를 방지하면서도 높은 비정질 형성능을 발현하게 하는 연자성 비정질 합금이다.
또한, 본 발명의 다른 측면은 하기 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금의 제조방법에 관한 것이다.
(a) FeaCbSicBdPeMf로 표시되는 금속 원소를 1,000-1,500 ℃의 열을 가하면서 용융시켜 모합금을 제조하는 단계,
(b) 상기 용융된 상태의 모합금을 20-30 ℃에서 비활성 기체를 주입하면서 냉각하여 비정질화하는 단계,
(c) 상기 (b) 단계에 의한 비정질화 후 상기 모합금의 Tg(glass transition temperature, 유리전이온도)를 확인하는 단계, 및
(d) 상기 (c)단계에 의해 Tg(℃)를 확인한 후, 35-45 ℃/분의 승온 속도로 상기 확인된 Tg의 -50 ~ -20 ℃까지 승온한 후, 열처리하여 2-30 nm 크기의 결정을 형성하는 단계.
상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Hf, Y, Ga, Ge 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고, a=100-(b+c+d+e+f), 5.0≤b≤7.0, 2.3≤c≤3.3, 2.5≤d≤5.5, 6.7≤e≤8.7 및 0.1≤f≤5.0인 것을 특징으로 한다.
상기 (b) 단계에서 주입되는 비활성 기체는 상기 용융된 모합금이 변성되지 않고 안정한 상태에서 냉각시키기 위해 주입되는 것으로서, 바람직하게는 헬륨, 네온, 아르곤, 크립톤, 제논 및 라돈으로 이루어지는 군 중에서 선택된 1종 이상의 비활성기체가 사용될 수 있다.
상기 (c) 단계에서 확인되는 Tg(glass transition temperature, 유리전이온도)는 비정질 고체가 유리와 같은 무른 상태에서 점성이 있는 상태로 변화하는 온도 영역의 중심 또는 비체적대 온도 곡선의 구배가 급격히 변화하는 온도를 의미하고, 상기 (c) 단계에서 확인된 Tg를 통해서 상기 (d) 단계에서 승온 시킬 온도가 결정된다.
상기 (d) 단계에서 상기 Tg를 확인한 후 이루어지는 승온에서 그 속도는 5-45 ℃/분인 것이 바람직한데, 상기 승온 속도가 5℃/분 미만인 경우에는 승온의 시간이 지나치게 소요될 뿐만 아니라 결정이 지나치게 커지게 되어 연자기적 특성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으며, 상기 승온 속도가 45℃/분을 초과하는 경우에는 급격한 승온 속도로 말미암아 충분한 결정을 형성할 수 없어 연자기적 상태를 향상시키지 못할 우려가 있으므로 바람직하지 않다.
상기 (d) 단계에서 상기 승온은 상기 확인된 Tg(℃)-50 ~ Tg(℃)-20 ℃까지 승온하는 것이 바람직한데, 상기 승온이 Tg(℃)-50 ℃ 미만으로 승온하는 경우에는 본 발명의 효과에 기여하는 충분한 결정을 형성하기 어려워 바람직하지 않으며, 상기 승온이 Tg(℃)-20 ℃를 초과하여 승온하는 경우에는 비정질을 해할 정도로 결정의 크기가 커질 우려가 있어 바람직하지 않다.
상기 (d) 단계에서 형성된 결정의 크기는 2-30 nm의 크기로 형성되는 것이 바람직한데, 상기 결정의 크기가 2 nm 미만으로 형성되는 경우에는 본 발명에 상기 결정이 기여하는 효과가 미약하여 바람직하지 않으며, 상기 결정의 크기가 30 nm를 초과하여 형성되는 경우에는 본 발명에서 달성하려는 나노결정화의 효과를 해할 우려가 있어 바람직하지 않다.
이하 본 발명을 바람직한 실시예를 참고로 하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
FeaCbSicBdPeMf에 해당하는 모합금을 진공 아크 멜팅법을 사용하여 제조하였다. 이때 1,200 ℃로 용융시켜 모합금을 제조하였다. 그 후 이를 다시 자체 제작한 단롤 급속 냉각 장치를 사용하여 아르곤(Ar)을 주입하면서 상온에서 급랭하였다. 이렇게 급랭하는 과정을 통하여 비정질화를 달성된다.
그 후 상기 모합금의 Tg(glass transition temperature, 유리전이온도, ℃)를 시차주사열분석기(differential scanning calorimeter; DSC, Perkin Elmer Diamond, USA)를 사용하여 확인하였다. 이렇게 확인된 Tg-35 ℃에 해당하는 온도까지 40℃/분의 속도로 승온시켰다. 이렇게 승온시키고 난 후 열처리를 수행하였고, 이를 가지고 연자성 비정질 합금의 리본을 제작하였다. 이때 상기 FeaCbSicBdPe 대신에 FeaCbSicBdPeMf에 해당하는 연자성 비정질 합금을 제조하였다. 이때 상기 M은 Co, Ni, Cu, Hf 및 Al로 이루어지는 군 중에서 선택된 1종 이상이 포함되도록 하였다.
또한 상기 FeaCbSicBdPeMf인 연자성 비정질 합금의 원자 %에 관한 조성은 상기 a=100-(b+c+d+e+f), 5.0≤b≤7.0, 2.3≤c≤3.3, 2.5≤d≤5.5, 6.7≤e≤8.7 및 0.1≤f≤5.0가 되도록 하였으며, 이에 해당하는 12가지 경우를 가지고 연자성 비정질 합금의 리본을 제조하였다. 각각의 합금으로 제조된 리본의 무게는 20 g이었다. 이들 각각은 실시예 1 내지 실시예 12로 명명하였으며, 각각의 조성은 하기 [표 1]에 나타내었다.
하기 도 1은 상기 급속 냉각 장치의 개략도이다. 또한 하기 도 2는 실시예 1에서 비정질에 영향을 주지 않는 범위 내에서 일부 나노결정이 형성되었음을 보여주는 사진이며, 하기 도 3은 실시예 6에서 비정질에 영향을 주지 않는 범위 내에서 일부 나노결정이 형성되었음을 보여주는 사진이다.
Figure 112013012511154-pat00001
비교예
비교예 1
상기 실시예와 동일한 방법을 사용하여 연자성 비정질 합금을 제조하였다. 다만, 상기 FeaCbSicBdPeMf대신에 FeaCbSicBdPe에 해당하는 연자성 비정질 합금을 제조하였다. 또한 상기 FeaCbSicBdPe인 연자성 비정질 합금의 원자 %에 관한 조성은 상기 a=100-(b+c+d+e), 5.0≤b≤7.0, 2.3≤c≤3.3, 2.5≤d≤5.5 및 6.7≤e≤8.7가 되도록 하였으며, 이에 해당하는 2가지 경우를 가지고 연자성 비정질 합금의 리본을 제조하였다. 각각의 합금으로 제조된 리본의 무게는 20 g이었다. 이들 각각은 비교예 1-1 및 비교예 1-2로 명명하였으며, 각각의 조성은 하기 [표 2]에 나타내었다.
Figure 112013012511154-pat00002
비교예 2
연자성 비정질 합금으로서 연자성 비정질 벌크 합금의 조성인 Fe74Nb6Y3B17의 조성이 되도록 하여 실시한 것을 제외하고는 상기 실시예 1과 동일한 방법을 사용하여 연자성 비정질 합금의 리본을 제조하였다.
비교예 3
연자성 비정질 합금으로서 연자성 비정질 벌크 합금의 조성인Fe65.7C7 .0Si3 .3B5.5P8 .7Cr2 .3Mo2 .5Al2 .0C3의 조성이 되도록 하여 실시한 것을 제외하고는 상기 실시예 1과 동일한 방법을 사용하여 연자성 비정질 합금의 리본을 제조하였다.
실험예
상기 실시예 1 내지 실시예 5, 비교예 1-1, 비교예 1-2, 비교예 2 및 비교예 3의 경우를 가지고 각각의 포화 자속밀도, 보자력, 임계 두께 및 구성상을 측정하는 실험을 진행하였다. 이때 포화 자속밀도 및 보자력은 진동시료자력계(VSM-7407, Lakeshore Cryotronics, USA)를 가지고 측정하였으며, 임계 두께 및 구성상은 X선 회절법(XRD)에 의해 측정하였다. 또한 임계 두께는 상기 X선 회절법에 의해 측정하기 전 수냉 주조 장치를 사용한 후 측정하였다. 또한 이의 결과는 하기 [표 3]에 나타내었다.
하기 표 3의 결과 중 포화 자속밀도는 그 측정값이 높을수록 우수한 연자성 비정질 합금에 해당하며, 보자력의 측정값은 낮을수록 우수한 연자성 비정질 합금에 해당하는 것이다.
또한,임계 두께는 연자성 비정질 합금의 다양한 활용성을 나타내는 비정질 형성능의 우수성을 확인시켜 주는 지표로서, 상기 임계 두께가 두꺼울수록 비정질 형성능이 우수한 연자성 비정질 합금에 해당하는 것이다.
또한, 상기 구성상은 비정질에 해당하면서도 본 발명에서는 상기 실시예에 의해 급랭 후 승온하여 형성되는 것으로서 상기 비정질에 영향을 주지 않는 범위에서 2-30 nm 크기의 결정을 일부 포함할 수 있다. 하기 도 4는 임계 두께를 측정하기 위해 사용한 수냉 주조 장치의 개략도이다. 또한 하기 도 5는 실시예 3의 합금의 자기이력곡선을 보여주는 그래프이다.
또한, 하기 도 6은 상기 실시예 1에 따라 측정된 XRD의 임계 두께가 2.2 mm에 해당함을 보여주는 그래프이다.
Figure 112013012511154-pat00003
상기 포화 자속밀도는 1 T 이상에 해당하는 것이어야 우수한 연자성 비정질 합금에 해당하는 것에 해당하는데, 상기 비교예 2 및 비교예 3의 경우에는 1 T 이하의 포화 자속밀도를 보여 연자성 비정질 합금으로서는 품질이 떨어지는 것에 해당함을 확인할 수 있었다.
그리고, 우수한 비정질 형성능을 나타내는 임계 두께의 경우 1 mm를 초과하는 것이 우수한 비정질 형성능을 발현하는 비정질 합금에 해당하는데, 상기 비교예 1-1 및 비교예 1-2의 경우에는 비교예 2 및 비교예 3의 경우에 비하여 포화 자속밀도를 우수하게 달성할 수 있다 하여도 임계 두께가 1 mm 이하여서 상기 실시예 1 내지 실시예 12에 비하여 비정질 형성능이 떨어지는 것임을 확인할 수 있었다.
반면에 실시예 1 내지 실시예 12의 경우에는 임계 두께가 모두 1.5 mm를 초과하여 비정질 형성능이 우수함을 확인할 수 있었다.
또한, 비록 비교예 1-1 및 비교예 1-2에 비하여 실시예 1 내지 실시예 12의 경우 포화 자속밀도가 약간 떨어진다 하여도 비교예 2 및 비교예 3의 경우보다는 월등히 우수한 결과를 보여, 본 발명에 따른 연자성 비정질 합금이 우수한 포화 자속밀도 및 높은 비정질 형성능을 발현하는 연자성 비정질 합금임을 확인하였다.
그러므로 상기 실험예 1의 결과를 통하여 실시예 1 내지 실시예 12에 따른 연자성 비정질 합금은 기존의 벌크 비정질 합금과 비교하여 우수한 비정질 형성능을 가지면서 높은 포화 자속밀도를 갖는 연자성 비정질 합금임을 확인하였다.
한편 상기 실시예 1, 실시예 6, 실시예 9 및 실시예 12의 조성으로 이루어지는 합금을 Tg-50 ℃ 등온 열처리한 결과를 하기 [표 4]에 나타냈다.
Figure 112013012511154-pat00004
상기 [표 4]에서 확인할 수 있는 바와 같이 상기와 같은 조건으로 등온 열처리를 수행하는 경우 나노결정질을 형성하면서 포화 자속밀도가 증가하고, 보자력이 월등히 감소하여 연자기적 특성을 보다 향상시키는 비정질 합금의 제조가 가능함을 확인하였다.
상기에서는 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것은 아니고, 본 발명의 기술 사상 범위 내에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고, 이 또한 첨부된 특허 청구 범위에 속하는 것은 당연하다.

Claims (6)

  1. 하기 [구조식 1]포 표시되는 연자성 비정질 합금:
    [구조식 1]
    FeaCbSicBdPeMf
    상기 [구조식 1]에서, 상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Y, Ga 및 Ge로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고,
    a=100-(b+c+d+e+f), 5.0 ≤ b ≤7.0, 2.3 ≤ c ≤3.3, 2.5 ≤ d ≤5.5, 6.7 ≤ e ≤8.7 및 0.1 ≤ f ≤5.0이다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 연자성 비정질 합금은 진동시료자력계에 의해 측정한 포화 자속 밀도가 1.10-1.40 T인 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 연자성 비정질 합금은 진동시료자력계에 의해 측정한 보자력이 1-5 A/m인 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 연자성 비정질 합금은 X선 회절법에 의해 측정한 임계 두께가 1.5-3.5 mm인 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 연자성 비정질 합금은 2-30 nm 크기의 나노결정을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금.
  6. (a) FeaCbSicBdPeMf로 표시되는 금속 원소를 1,000-1,500 ℃의 열을 가하면서 용융시켜 모합금을 제조하는 단계;
    (b) 상기 용융된 상태의 모합금을 20-30 ℃에서 비활성 기체를 주입하면서 냉각하여 비정질화하는 단계;
    (c) 상기 (b) 단계에 의한 비정질화 후 상기 모합금의 Tg(glass transition temperature, 유리전이온도)를 확인하는 단계; 및
    (d) 상기 (c)단계에 의해 Tg(℃)를 확인한 후, 35-45 ℃/분의 승온 속도로 상기 확인된 Tg의 -50 ~ -20 ℃까지 승온한 후, 열처리하여 2-30 nm 크기의 결정을 형성하는 단계;를 포함하고,
    상기 M은 Co, Ni, Cu, Ag, Zn, Y, Ga 및 Ge로 이루어지는 군 중에서 선택되는 1종 이상이고, a=100-(b+c+d+e+f), 5.0≤b≤7.0, 2.3≤c≤3.3, 2.5≤d≤5.5, 6.7≤e≤8.7 및 0.1≤f≤5.0인 것을 특징으로 하는 연자성 비정질 합금의 제조방법.



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