KR101878078B1 - Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법 - Google Patents

Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자기 특성 및 생산 수율을 증대시킬 수 있는 Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 본 발명의 일 실시형태에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체는 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함한다.

Description

Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법{MAGNETIC SUBSTANCES BASED ON Fe-Mn-Bi, FABRICATION METHOD THEREOF, SINTERED MAGNET BASED ON Fe-Mn-Bi AND ITS FABRICATION METHOD}
본 발명은 자기 특성 및 생산 수율을 증대시킬 수 있는 Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 사용되는 영구자석은 희토류 영구자석인 NdFeB계 및 SmCo계가 대표적이다.
NdFeB계 영구자석은 보자력이 높지만 퀴리 온도가 낮고 고온에서 보자력이 급격히 떨어지는 문제가 있어 Dy 및 Tb와 같은 중희토류를 도포시켜 사용하고 있고, SmCo계 영구자석은 퀴리 온도가 높아 고온특성을 요구하는 모터에 주로 사용된다.
하지만, NdFeB계 및 SmCo계 영구자석은 모두 희토류를 사용하기 때문에 높은 가격과 수급 불균형의 문제가 있고 특히 중희토류는 그 문제가 더욱 크다.
근래에는 이러한 희토류계 영구자석을 대체하기 위하여 복합자석이나 Mn-Bi계 영구자석이 사용되고 있다.
하지만, 복합자석은 제조시에 저융점 금속 및 윤활제를 첨가하는 과정이 필요하여 제조비가 높아지는 단점이 있다.
그리고 Mn-Bi계 영구자석은 고온 보자력 특성이 좋고 비희토류 자석인 장점이 있지만, 자기적 효율이 낮아 희토류 영구자석을 대체하기엔 무리가 있다. 예를 들어 Mn-Bi계 영구자석의 현재 보고된 최고 자기적 성능지수(BHmax)는 7.8MGOe로 이론치인 17.6MGOe보다 작을 뿐만 아니라 이론치에 도달한다고 하더라도 희토류 자석(30~50MGOe)의 자기적 성능지수 보다에 상당히 작은 수치이다.
최근에는 Mn-Bi계 영구자석의 자기적 효율을 향상시키기 위하여 저온상(Low Temperature Phase; LTP, 이하 'LTP상'이라고 함)을 증대시키는 기술이 연구되고 있다. 이렇게 Mn-Bi계 영구자석의 경우 LTP상을 증대시키는 위하여 함유 성분의 조성비를 개선하거나 열처리를 최적화하는 방법이 있지만 Mn-Bi계 영구자석의 조성이 갖는 자기특성 향상의 한계가 있고, 경(brittle)한 결정질의 특성에 의해 그 효율과 수율이 낮다는 문제가 있다.(실수율 70% 미만)
등록특허 제10-1535487호 (2015. 07. 03)
본 발명은 연자성상인 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 경자성상인 Mn-Bi 상 사이의 계면에서 발생하는 교환자기결합(Exchange Coupling)을 활용하여 자기 특성 및 생산 수율을 증대시킬 수 있는 Fe-Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Fe-Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체는 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함한다.
이때 상기 자성체는 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix을 만족하는 것을 특징으로 한다.
단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임.
그리고 상기 자성체의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)을 90% 이상 포함하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체의 제조방법은 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하도록 용강을 준비하는 단계와; 상기 용강을 멜트 스피닝(melt spinning)에 의해 비정질 상태의 리본을 형성하는 단계와; 상기 리본을 열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi상이 석출되도록 열처리하는 단계를 포함한다.
이때 상기 열처리하는 단계에서, 열처리된 리본의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)이 90% 이상 형성된 것을 특징으로 한다.
상기 열처리하는 단계에서, 상기 리본을 열처리하는 온도는 260 ~ 300℃이고, 열처리하는 시간은 24시간 이상인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 Fe-Mn-Bi계 소결자석은 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함하는 자성체로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
상기 소결자석은 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하고, 상기 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)을 90% 이상 포함한다.
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 Fe-Mn-Bi계 소결자석의 제조방법은 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하도록 용강을 준비하는 단계와; 상기 용강을 멜트 스피닝(melt spinning)에 의해 비정질 상태의 리본을 형성하는 단계와; 상기 리본을 열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi상이 석출되도록 열처리하는 단계와; 열처리된 리본을 분말로 분쇄하는 단계와; 상기 분말에 자장과 압력을 인가하면서 성형하는 단계와; 성형된 성형품을 소결하는 단계를 포함한다.
이때 상기 열처리하는 단계에서, 열처리된 리본의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)이 90% 이상 형성된 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시예에 따르면, 연자성상인 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 경자성상인 Mn-Bi 상 사이의 계면에서 발생하는 교환자기결합(Exchange Coupling) 효과를 활용하여 종래 Mn-Bi계 영구자석보다 높은 자기특성이 구현되는 영구자석을 제조할 수 있다.
또한, 연자성상인 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지를 활용하여 제조과정에서 생산 수율을 증대시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체를 보여주는 구성도이고,
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체 및 소결자석의 제조방법을 보여주는 순서도이며,
도 3은 비교예와 실시예의 보자력 및 자화정도를 보여주는 그래프이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 더욱 상세히 설명하기로 한다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체를 보여주는 구성도이다.
도면에 도시된 바와 같이 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체 및 소결자석은 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base; 10)에 Mn-Bi 상(20)을 포함한다. 이때 자성체의 Mn-Bi 상(20)은 저온상(Low Temperature Phase; LTP, 이하 'LTP상'이라고 함)을 90% 이상 포함하는 것이 바람직하다.
여기서, Mn-Bi 상(20)의 LTP상은 Mn과 Bi의 공융점보다 상대적으로 낮은 온도에서 생성되는 상(phase)으로서, 일반적으로 상기 공융점 이상의 온도에서 생성된 상보다 자성이 강한 특성을 가진다.
한편, 본 발명이 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체 및 소결자석(이하, Fe-Mn-Bi계 자성체를 기준으로 설명함)은 연자성상인 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(10)에 경자성상인 Mn-Bi 상(20) 사이의 계면에서 발생하는 교환자기결합(Exchange Coupling) 효과를 활용하여 높은 자기특성이 구현된다.
여기서, 교환자기결합(Exchange Coupling) 효과는 나노 구조를 갖는 연자성상과 경자성상 사이의 계면에서 교환자기력이 발생하여, 연자성상의 높은 포화 자화값과 경자성상의 큰 자기 이방성을 통한 고보자력을 얻어 높은 값의 최대 자기 에너지를 얻게 되는 효과이다.
본 발명에서는 교환자기결합을 도입하여 자기특성을 향상시키기 위하여 자성체가 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix을 만족한다. 이때 x 및 y는 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at%인 것이 바람직하다.
다음으로, 자성체의 조성식 도입 및 비율의 한정 이유에 대하여 설명한다.
교환자기결합을 구현하기 위해서는 계면의 증가가 필요하기 때문에 연자성상의 결정 크기가 수십㎚ 스케일보다 작은 것이 바람직하다. 이를 위하여 본 발명에서는 연자성상을 결정의 크기가 작고(나노 스케일) 결정이 규칙성이 없는 비정질로 구현하였다.
그래서, 자성체의 기지(base)가 되는 비정질은 비정질 조성 중 높은 포화자화값(1.5T) 및 비정질 형성능을 갖는 Fe-Si-B계 조성(예를 들어 Metglas)을 도입하였다.
Fe-Si-B계 조성에서 Fe는 높은 포화자화값(Fe=2.15T)을 얻기 위하여 필요한 원소이다. Fe는 높은 포화자화값(1.5T 이상) 및 비정질을 형성하기 위해서 최소 60% 이상의 함유량이 필요하다.
또한, Si는 비정질상을 유지하기 위해서 최소 5% 이상의 함유량이 필요하다.
한편, 영구자석을 제조하기 위해서는 Mn-Bi의 LTP상이 필요하다. Mn-Bi의 LTP상은 260 ~ 300℃의 온도에서 열처리를 통하여 얻을 수 있다. 이때 자성체의 기지(base)가 되는 Fe-Si-B계의 비정질은 결정화가 일어나면 안된다. Fe-Si-B의 3상 상태도를 보면 Fe-Si-B계 비정질 상에서 Fe의 함유량이 높아질수록, Si의 함유량이 낮아질수록 결정화 온도가 낮아짐을 알 수 있다. 특히 Fe의 함유량이 80%를 넘거나, Si의 함유량이 5%에 미달일 때 300℃ 부근에서 결정화가 일어남을 알 수 있다. 따라서 Fe의 함유량은 80% 이하이고, Si의 함유량은 5% 이상이 되어야 하는 것이 바람직하다.
그리고 교환자기결합은 다량의 연자성상 내에 함유된 소량의 경자성상이 연자성상의 자화 반전을 방해하여 마치 연자성상이 존재하지 않는 것처럼 반응하게 한다. 본 발명은 이러한 교환자기결합의 특징을 활용하는 것으로서, 다량의 연자성상에 소량의 경자성상을 석출시키는 것으로 충분하므로 Mn 및 Bi의 함유량을 상기 조성식과 같이 정하였다. 특히, Mn과 Bi의 경우 비율이 at% 기준으로 Mn : Bi = 55 : 45일 때 가장 큰 보자력을 나타내는 것으로 알려졌기 때문에 본 발명에서는 Mn과 Bi의 비율을 at% 기준으로 x+1 : x로 선정하였다.
또한, 종래와 같이 일반적인 공정에 따라 멜트 스피닝(melt-spinning) 과정을 통해 Mn-Bi 자성체를 얻는 경우에는 경(brittle)한 결정질의 특성상 자성체가 분말 및 조각으로 형성되는데, 이와 더불어 자성체가 자석 제조에 사용할 수 없는 가루 형태로도 생성되기 때문에 생산 수율이 낮은 단점이 있었다. 또한, 분말 및 조각의 형태로 생성된 자성체는 그 조성이 영역별로 균일하지 않기 때문에 자석 제조시 자기 특성이 낮은 단점이 있었다.
하지만, 본 발명은 자성체의 조성을 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at%)로 한정하여 자성체의 기지(base)를 비정질로 형성하여 종래의 일반적인 공정인 멜트 스피닝 과정으로 자성체를 얻는 경우에도 비정질의 특성상 자성체를 리본 형태로 생성할 수 있고 가루 형태의 자성체가 거의 발생하지 않기 때문에 생산 수율을 증대시킬 수 있다. 또한, 리본 형태의 자성체는 그 조성이 영역별로 균일하여 자석 제조시 자기 특성을 증대시킬 수 있다. 그리고 Mn과 Bi의 융점(Melting Point) 차이로 인하여 그 자성체의 영역별로 비율이 달라질 수 있는 문제도 해결할 수 있다.
한편, 상기 자성체의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)을 90% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그 이유는 Mn-Bi 상이 최소한의 자기특성을 나타내기 위한 Mn-Bi LTP상의 함량으로서, Mn-Bi LTP상이 약 90% 이상 포함되면, 자성체가 우수한 자기특성을 가질 수 있다.
다음으로 도면을 참조하여 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체 및 소결자석의 제조방법을 설명한다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체 및 소결자석의 제조방법을 보여주는 순서도이다.
먼저, 도 2에 도시된 바와 같이 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 자성체의 제조방법은 용강을 준비하는 단계와; 상기 용강을 멜트 스피닝(melt spinning)에 의해 비정질 상태의 리본을 형성하는 단계와; 상기 리본을 열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi상이 석출되도록 열처리하는 단계를 포함한다.
부연하자면, 먼저 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 형성하기 위하여 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하도록 원료를 준비한 다음 로에 장입한 다음 유도 가열 방식으로 용융시켜 용강을 준비한다.
이렇게 준비된 용강을 멜트 스피닝(melt-spinning) 과정을 이용하여 비정질 상태의 리본 형태로 자성체를 냉각시킨다. 이때 멜트 스피닝(melt-spinning) 과정은 빠른 속도로 회전하고 있는 휠(cu-wheel)에 준비된 용강을 토출시켜 접촉함으로써 급속으로 냉각되어 제조된다. 이때 비정질 상을 제조하기 위하여 휠의 속도는 55m/s ~ 77m/s를 유지하는 것이 바람직하다. 이렇게 자성체를 비정질의 긴 리본 형태로 생산하므로서, 영역별로 조성비가 균일한 자성체를 얻을 수 있고, 자석 제조시에 사용할 수 없는 가루 형태의 자성체가 거의 발생하지 않아 생산 수율을 증대시킬 수 있다.
멜트 스피닝 과정을 통하여 얻어진 리본을 저온열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상이 석출된 Fe-Mn-Bi계 자성체를 준비한다. 이때 Mn-Bi 상은 LTP상에서만 경자성 특성을 나타내므로 저온열처리 과정이 필요하다.
부연하자면 리본에 자성을 부여하기 위하여 260 ~ 300℃의 온도에서 열처리를 행한다. 저온열처리는 산화 방지를 위하여 진공 또는 비활성기체 분위기 하에서 실시된다. 특히 열처리 온도인 260 ~ 300℃ 구간은 비정질의 상변화 온도 구간보다 낮은 온도 구간이므로 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지를 유지할 수 있다.
이때 열처리는 최소 24시간 이상 실시하는 것이 바람직하다. 그 이유는 Mn-Bi 상이 Fe-Si-B 기지(base)에 소량으로 석출되어 있는 상태이므로 열처리 시간이 24시간보다 짧은 경우에는 LTP상이 충분히 형성되지 않기 때문이다.
이러한 저온 열처리를 통하여 Mn-Bi 상에서 LTP상이 최소 90% 이상 형성된다. Mn-Bi 상에서 LTP상이 90% 이상 형성되면 우수한 경자성 특성을 지닐 수 있다. 이때, 석출되는 Mn-Bi 상에서 LTP상의 크기는 교환자기결합(Exchange coupling) 효과가 가능한 수십 um이하이며, 전 영역에 걸쳐 고루 분포하게 된다.
이에 따라 다량의 연자성상인 비정질 형태의 Fe-Si-B 기지에 소량의 경자성상인 Mn-Bi 상을 석출시켜 교환자기결합(Exchange coupling) 효과가 일어나는 것이다.
다음으로, 이렇게 준비된 Fe-Mn-Bi계 자성체를 이용하여 Fe-Mn-Bi계 소결자석을 제조한다.
도 2에 도시된 바와 같이 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe-Mn-Bi계 소결자석은 준비된 Fe-Mn-Bi계 자성체인 열처리된 리본을 분말로 분쇄하는 단계와; 상기 분말에 자장과 압력을 인가하면서 성형하는 단계와; 성형된 성형품을 소결하는 단계를 포함한다.
부연하자면, 준비된 Fe-Mn-Bi계 자성체인 열처리된 리본을 볼밀(Ball-Milling) 과정을 거쳐 분말로 제조한다. 이때 볼밀 처리시간이 증가함에 따라 입자 크기 분포가 불균일하고, 평균 입자 크기가 감소하게 되므로 볼밀 처리시간은 최대 1시간을 넘지 않도록 하는 것이 바람직하다.
분말이 준비되면 분말을 금형에 장입하고 금형의 외부에 자장을 인가하면서 압력을 인가하여 성형체를 획득한다. 이렇게 획득된 성형체는 이방성을 지니게 되므로 등방성 자석보다 높은 자기특성을 갖게 된다.
다음으로, 성형체를 소결하여 소결 자석을 얻는다.
이하, 비교예 및 실시예를 통하여 본 발명의 효과를 설명한다.
비교예 1은 종래의 Mn-Bi계 소결자석이고, 비교예 2는 Fe-Si-B 비정질이고, 실시예는 본 발명에 따른 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함하는 Fe-Mn-Bi계 소결자석으로서, 비교예 1 및 실시예에 따른 소결자석의 잔류세기(Br), 보자력(Hc) 및 자기적 성능지수(BHmax)를 측정하였고, 그 결과를 표 1에 나타내었다. 또한, 비교예 1, 비교예 2 및 실시예에 따른 샘플의 보자력 및 자화정도(Magnetization)을 측정하여 도 3에 나타내었다.
구분 비교예1 실시예
Br 5 ~ 6 kG 10 kG 이상
Hc 5 ~ 8 kOe 10 kOe 이상
BHmax 7.8 MGOe 30 MGOe 이상
표 1에 나타난 바와 같이 본 발명에 따른 실시예의 경우 잔류세기, 보자력 및 자기적 성능지수가 비교예 1인 Mn-Bi계 소결자석보다 향상된 것을 확인할 수 있었다.
도 3은 비교예와 실시예의 보자력 및 자화정도를 보여주는 그래프로서, 도 3에 나타난 바와 같이 보자력 측면에서 실시예가 비교예 1 및 비교예 2에 비하여 월등히 높은 보자력을 보인 것을 확인할 수 있었다. 특히 비교예 2의 경우에는 보자력이 상당히 낮은 수준인 것을 확인할 수 있었다.(보자력 : 실시예 》 비교예 1 〉비교예 2 )
또한, 자화정도(Magnetization) 측면에서 실시예가 비교예 1보다 높은 자화정도를 보인 것을 확인할 수 있었다. 다만, 실시예가 비교예 2보다는 자화정도가 근소한 범위에서 낮은 것을 확인하였다.(자화정도 : 비교예 2 〉실시예 〉비교예 1)
따라서, 보자력와 자화정도를 함께 고려할 때 실시예가 비교예 1 및 비교예 2에 비해 우수한 것을 확인할 수 있었다.
본 발명을 첨부 도면과 전술된 바람직한 실시예를 참조하여 설명하였으나, 본 발명은 그에 한정되지 않으며, 후술되는 특허청구범위에 의해 한정된다. 따라서, 본 기술분야의 통상의 지식을 가진 자라면 후술되는 특허청구범위의 기술적 사상에서 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 변형 및 수정할 수 있다.
10: Fe-Si-B 기지 20: Mn-Bi 상

Claims (11)

  1. 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함하고,
    조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하며,
    Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)을 90% 이상 포함하는 Fe-Mn-Bi계 자성체.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하도록 용강을 준비하는 단계와;
    상기 용강을 멜트 스피닝(melt spinning)에 의해 비정질 상태의 리본을 형성하는 단계와;
    상기 리본을 열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi상이 석출되도록 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 열처리하는 단계에서, 열처리된 리본의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)이 90% 이상 형성되도록 상기 리본을 열처리 온도 260 ~ 300℃에서 24시간 이상동안 열처리하는 것을 특징으로 하는 Fe-Mn-Bi계 자성체의 제조방법.
  5. 삭제
  6. 삭제
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  8. 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi 상을 포함하는 자성체로 이루어지고,
    상기 자성체는 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하며,
    상기 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)을 90% 이상 포함하는 Fe-Mn-Bi계 소결자석.
  9. 삭제
  10. 조성식 Fe(99-3x-y)SixByMn(x+1)Bix(단, 5at% ≤ x ≤ 10at% 및 5at% ≤ y ≤ 10at% 임)을 만족하도록 용강을 준비하는 단계와;
    상기 용강을 멜트 스피닝(melt spinning)에 의해 비정질 상태의 리본을 형성하는 단계와;
    상기 리본을 열처리하여 비정질 상태의 Fe-Si-B 기지(base)에 Mn-Bi상이 석출되도록 열처리하는 단계와;
    열처리된 리본을 분말로 분쇄하는 단계와;
    상기 분말에 자장과 압력을 인가하면서 성형하는 단계와;
    성형된 성형품을 소결하는 단계를 포함하고,
    상기 열처리하는 단계에서, 열처리된 리본의 Mn-Bi 상은 저온상(Low Temperature Phase; LTP)이 90% 이상 형성되도록 상기 리본을 열처리 온도 260 ~ 300℃에서 24시간 이상동안 열처리하는 것을 특징으로 하는 Fe-Mn-Bi계 자성체의 제조방법.
  11. 삭제
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