KR20020041292A

KR20020041292A - Ｆｅ계 비정질 합금 박판 스트립 및 이를 사용하여 제조된 철심

Info

Publication number: KR20020041292A
Application number: KR1020010073600A
Authority: KR
Inventors: 사카모토히로아키; 사토유이치
Original assignee: 아사무라 타카싯; 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2000-11-27
Filing date: 2001-11-24
Publication date: 2002-06-01
Also published as: KR100447090B1; US6416879B1; CN1356403A; CN1124362C; TW583320B

Abstract

본 발명의 목적은 높은 Fe-기(基) 함유량의 구성범위에서도 고자속 밀도를 유지하는 동안 교류 적용에서 사용할 수 있도록 한 우수한 연(軟)(soft)자기특성을 실현시킬 수 있는 Fe-기(基) 비정질 합금 박대(薄帶)(thin strip)를 제공하는 것이고, 어닐링(annealing)하는 동안 코어(core)의 다른 부분들 사이의 온도차가 발생됨에도 불구하고, Fe-기 비정질 합금 박대로 제조되는 우수한 연자기특성을 구비하는 코어를 제공하는 것이다. 본 발명은 주 구성요소가 철(Fe), 규소(Si), 붕소(B), 탄소(C), 인(P) 및 불가피한 불순물로 구성되는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대이고, 원자 %로서, 82＜ Fe ≤90, 2≤ Si ≤4, 5 ＜ B ≤ 16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2＜ P ≤12 이고, 어닐링 후 1.74 T 이상의 B_S이며, 1.5 T 를 초과하는 B₈₀이고, 0.12 W/kg 이하의 낮은 코어손실을 구비하는 것을 특징으로 한다.

Description

Ｆｅ-기 비정질 합금 박대 및 이를 사용하여 제조된 코어{FE-BASED AMORPHOUS ALLOY THIN STRIP AND CORE PRODUCED USING THE SAME}

본 발명은 동력 트랜스(power transformer), 고주파 트랜스등의 권철심 (wound core)을 위하여 사용된 비정질 합금 박대(薄帶)에 관한 것이다.

용해된(molten)에서 합금을 급속하게 냉각시킴으로써 얇은 금속판(metal strips)과 와이어(wires)를 계속하여 제조하는 방법은 원심 급속냉각 방법, 단일 롤(roll) 방법, 트윈 롤 방법등을 포함한다. 이들 방법은 고속에서 회전하는 금속 드럼(drum)의 내부 또는 외부 표면위로 오리피스 또는 그와 같은 것을 통하여 얇은 금속판 및 와이어를 사출시킴으로써 이것을 제조하도록 용해된 금속을 급속하게 응고시킨다(solidify). 또한, 액체 금속과 유사한 비정질 합금을 생산하고 합금의 조성을 적당히 선택함으로써 자기적 또는 기계적 특성에서 우수한 재료를 얻는 것이 가능하다.

비정질 합금은 그들의 우수한 특성들을 소유하는 아주 다양화된 용도를 위하여 산업재료로서 유망하게 고려된다. 비정질 합금들 사이에, Fe-기(基) 비정질 합금 박대, 예를들어 Fe-Si-B 비정질 합금 박대는 이것의 낮은 코어손실, 고포화 자속밀도, 고자기 투과성 및 다른 특징들의 덕택으로 동력 트랜스, 고주파 트랜스등의 코어에 사용된다.

그러나, Fe-Si-B 비정질 합금 박대는 규소강판(silicon steel sheet)과 비교하여 더 나은 코어손실을 구비함에도 불구하고, 이것의 포화 자속밀도(B_S)가 떨어진다. 이것은 포화 자속밀도를 향상시키기 위하여 Fe의 함유량을 증가시킬 때, 비정질 상태를 형성하는 합금의 능력이 떨어지고 비정질 합금 박대의 안정한 생산을 어렵게 하기 때문이다. 만약 비정질 상태를 형성하는 능력을 유지시키는 동안 포화 자속밀도를 증가시키는 것이 가능하다면, 코어의 소형화(downsizing)는 가시적이 되고 트랜스를 위한 코어의 설계에서 자유도(degree of freedom) 및 그와 같은 것이 증가되며, 그것은 커다란 이점을 야기시킨다. 상기 필요에 대응하여, 다음의 기술이 제안되었다.

예를들면, 일본 비심사 특허공보 제 H5-140703호는 (Fe_aSi_bB_cC_d)_100-XSn_X의 원자 %로서, 여기서, a= 0.80 내지 0.86, b= 0.01 내지 0.12, c= 0.06 내지 0.16, d= 0.001 내지 0.04 이고, a + b + c + d = 1 이며, X= 0.05 내지 1.0 인 조성을 구비하는 비정질 합금 박대를 개시한다. 이 기술은 Sn 의 추가에 의해 높은 Fe 범위에서도 비정질 상태를 형성하는 능력을 향상시키는 것이 가능하지만, 실제로 얻어진 포화 자속밀도는 최대 1.73 T 이다.

다른 예로서, 일본 비심사 특허공보 제 H6-220592호는 Fe_aCo_bSi_cB_dM_X의 원자 %로서, 여기서, 60≤ a ≤83, 3≤ b ≤20, 80≤ a + b ≤86, 1≤ c ≤10, 11≤ d≤16, M이 Sn일 때 0.1≤ X ≤1.0, M이 Cu일 때 0.1≤ X ≤2.0 또는 M이 S일 때 0.1≤ X ≤0.7 이고, a + b + c + d + X = 100 인 조성을 구비하는 비정질 합금 박대를 개시한다. 큰 포화 자속밀도는 Co를 부가하는 기술에 의해 얻어진다. 그러나, Co는 매우 비싼 요소이고, Co를 함유하는 Fe-기 비정질 합금 박대가 어떤 높은 품질의 용도에 사용됨에도 불구하고, 이 기술은 높은 재료비용의 단점을 가진다.

게다가, 일본 비심사 특허공보 제 H6-264197호는 Fe_XB_YSi_ZMn_a의 원자 %로서, 여기서, 80＜ X ≤83, Y= 6 내지 11, Z= 8 내지 13, a= 0.5 내지 3 인 조성을 구비하는 비정질 합금 박대를 개시한다. 이 기술에서, 절연피막(insulation film) 처리특성이 Mn을 추가함으로써 향상되지만, 합금은 1.7 T 의 자속밀도를 얻을 수 없다.

이렇게, 종래 기술에 의해 고포화 자속밀도를 구비하는 적용가능하고 저비용의 Fe-기 비정질 합금 박대를 실제로 생산하는 것은 불가능했다.

상술한 바와 같이, 주조(cast) 또는 어닐링된 조건에서 비정질 합금 박대를 안정적으로 얻는 것은 어렵다. 왜냐하면, Fe-기 비정질 합금 박대의 Fe의 함유량이 포화 자속밀도를 향상시킬 목적으로 증가될 때, 합금의 비정질 상태를 형성하는 능력은 떨어져서 결정화가 국부적으로 진행하기 때문이다.

비정질 합금 박대를 사용하는 권철심 또는 적층코어(laminated core) 트랜스를 제조할 때, 다수의 박대를 적층하여 코어를 형성하고 이것의 자기 회로의 방향에서 적용된 직류 자기장하의 코어를 어닐링하는 것이 보통 사용된다. 어닐링은 판에서 변형이 적게 행해지고 적용된 자기장의 방향에서 자기 이방성을 일으킨다. 그러나, 어닐링 온도가 아주 낮을 때는, 변형을 적게하고 자기 이방성을 일으키는 것이 어렵게 된다.

반대로, 어닐링 온도가 너무 높을 때는, 박대가 결정화되고 비정질 재료에 내재된 우수한 연자기 특성이 없어진다. 이 때문에, 코어의 어닐링에서 최적의 온도가 존재한다.

코어가 두꺼울수록(heavier) 코어의 체적은 더 커지며, 코어가 열처리 노 (furnace)내로 들어간후 가열되는 동안 더 큰 온도 불균형이 코어의 다른 부분들에서 발생되기 쉽다. 충분한 시간이 가열 및 냉각 공정을 위하여 보장될 때, 온도 불균형은 최소화되지만, 생산성이 낮아진다.

여러가지 방법이 어닐링 공정을 향상시키기 위해서, 코어의 내부 및 외부 표면에 열 전열성 재료를 부착시킴으로써 냉각동안 코어에서의 온도차를 최소화하는 방법(일본 비심사 특허공보 제 S63-45318호), 어닐링 온도에서 유지된 초열저항성 (ultra-heat-resistant) 절연 오일의 베스(bath)에서 코어를 잠기게 하는 방법(일본 비심사 특허공보 제 S60-255934호), 유리전이(glass-transition)온도를 초과하는 않는 적당한 온도로 유지된 용해된 주석(tin) 베스에서 코어를 잠기게 한 다음 냉각 액체 베스에서 잠기게 하는 방법(일본 비심사 특허공보 제 S62-294154호)등과 같은 방법들이 제안되었다.

이들 방법은 어닐링 공정을 향상시킨다. 그러나, 이들 방법은 코어의 다른 부분들 사이에 온도 불균형이 일어날 때에 박대 품질 또는 그들의 자기 특성을 향상시키지 못한다.

다른 한편으로, 적당한 박대를 향상시키는 기술로서, 일본 비심사 특허공보 제 S57-185957호는 원자 %로서, B의 1 내지 5% 와 Si의 4 내지 14% 로 함유하는 비정질 합금 박대에 비싼 B의 대체로서 P의 1 내지 10 원자 %를 추가하는 방법을 제안한다. 이 특허공보에서 P는 B, Si 및 C 와 같이 비정질 상태를 형성하는 능력을 향상시키는 요소로서 의미된다.

또한, 일본 비심사 특허공보 제 H8-193252호는 비싼 B의 사용을 감소시킬 목적을 위하여, 원자 %로서, B의 6 내지 10%, Si의 10 내지 17%, P의 0.02 내지 5% 및 Fe로 이루어지는 균형으로 된 조성을 구비하는 합금을 개시한다. 이 특허공보의 조성에서 P는 판의 표면 거칠기를 향상시키는 것을 의미한다.

다른 예로서, 일본 비심사 특허공보 제 H9-202951호는 높은 Si 함유량과 10 이하의 원자 %의 B 함유량의 조건에서 자기특성과 작업능력을 향상시킬 목적으로 원자 %로서, Fe의 76 내지 80%, B의 6 내지 10%, Si의 8 내지 17%, P의 0.02 내지 2% 및 Mn의 0.2 내지 1.0% 인 조성을 구비하는 합금을 개시한다. 이 특허공보의 합금 조성에서 P의 효과는 비정질 상태를 형성하는 능력의 향상에만 제한되고 Mn의 추가는 복합요소 조성에 의해 야기된 결정화를 억제하는데 필수 불가결하다.

판의 표면 거칠기의 적당한 조절을 통하여 10 이하의 원자 %의 낮은 B 함유량에서도 자기특성을 향상시킬 목적으로, 일본 비심사 특허공보 제 H9-268354호는 원자 %로서, 바람직한 함유량 범위로, B의 6 내지 10%, Si의 10 내지 17%, C의 0.01 내지 2%, Mn의 0.2 내지 1.0%, 및 P의 0.02 내지 2% 인 조성을 구비하는 합금을 개시한다. 이 특허공보의 합금 조성에서, P의 효과는 비정질 상태를 형성하는능력과 표면 거칠기를 향상시키는 것에 제한된다.

또 다른 예로서, 낮은 B의 함유량의 결과로서 연자기특성의 떨어짐을 효가적으로 억제시킬 목적을 위하여, 일본 비심사 특허공보 제 H11-293427호는 원자 %로서, Fe의 75.0 내지 77.0%, C의 2.5 내지 3.5%, B의 0.5 내지 6.5%, 상기 B의 %를 위하여 P의 0 내지 12% 및 Si로 이루어지는 균형으로 된 조성을 구비하는 합금을 개시한다. 이 특허공보의 합금 조성에서, 또한 P의 효과는 비정질 상태를 형성하는 능력을 향상시키는 것에 제한된다.

상술된 바와 같이, 특허공보들중 어떤 것에 따른 박대를 향상시키는 기술은 P의 추가에 의해 비정질 상태를 형성하는 능력 및/또는 표면 거칠기를 향상시킴이 예견된다.

이렇게, Fe-기 비정질 합금 박대를 도넛형으로 감아서 형성된 권철심 또는 합금 박대를 적층하여 형성된 적층코어를 어닐링할 때, 열처리 동안 코어의 다른 부분들에서의 온도 불균형에 의해 야기된 코어 기능의 떨어짐을 최소화하도록 도입된 방법은 없다.

그러나, 일본 비심사 특허공보 제 S62-93339호는 낮은 레벨(level)로 코어손실을 유지하는 동안 재료의 취화성(embrittlement)을 향상시키는 기술을 개시한다. 이 특허공보는 Fe_XB_YSi_(100-X-Y)의 원자 %로서, 여기서, 76≤ X ≤81, 97≤ 2X - 5Y ≤112 인 조성을 구비하는 합금을 기술한다. 여기서, 합금 조성은 Fe-Si-B의 3원 시스템의 3원 공융선(eutectic line)에 근접한 하나로서 제한된다. 상기 특허공보는 합금조성의 특정화가 기술된 온도에서 어닐링할 때가 일어나기 전에 어닐링을 완료하는 것을 가능하게 하기 때문에, 코어손실이 낮고 취화가 없는 박대를 얻을 수 있다고 주장한다.

그러나, 일본 비심사 특허공보 제 S62-93339는 취성의 분량상의 평가 (evaluation)에 관한 어떤 설명도 포함하지 않는다. 자속밀도에 관하여, 이 특허공보가 예를들어 1000 A/m의 자기장하의 자속밀도(B₁₀)의 값을 개시할지라도, 포화 자속밀도에 근접한 높은 자속밀도는 어닐링이 불충분할지라도 1000 A/m의 자기장이 Fe-Si-B 비정질 박대에 적용될 때 얻어질 수 있다. 그러나, 어닐링이 불충분할 때, 자기 이력루프 (hysteresis loop)의 일어남이 작아지고, B₈₀(80 A/m의 자기장하의 자속밀도)이 낮아지며, 결과적으로 여자(excitation)의 동력이 증가한다.

그 밖에, 일본 비심사 특허공보 제 H7-331396호는 재료의 취화성없이 향상된 코어손실 특성을 구비하는 박대 및 이를 제조하는 방법을 개시한다. 이 특허공보는 0.6㎛ 이하의 중심선(cebter line)에서 평균 거칠기(Ra)와 Fe_xB_ySi_zMn_a의 원자 %로서, 여기서, 75≤ x ≤82, 7≤ y ≤15, 7≤ z ≤17, 및 0.2≤ a ≤0.5 인 조성을 구비하는 자기특성 및 취화 저항성에서 우수한 비정질 박대를 개시한다.

그러나, Mn은 코어손실을 향상시키는데 효과적임에도 불구하고, Mn의 함유량의 증가는 자속밀도를 낮추고 재료를 취화시킨다. 이 점을 고려하여, 이 특허공보의 기술은 H₂의 1 내지 4%를 함유하는 CO₂대기에서 상기 조성의 합금을 급속하게 응고시킴으로써 판의 표면 불균형을 증가시키는 결과로서, 자기장 감소에 의해 자속밀도의 향상과 크랙 초기점(crack initiation point) 감소에 의해 취화성의 방지를 실현시킨다.

그러나, 일본 비심사 특허공보 제 H7-331396호에서 개시된 취화성의 향상은 급속한 응고후에 바로 만들어지는(immediately) 박대에 관한것이지 연자기특성을 향상시키기 위해서 어닐링 후에의 취화성의 향상에 관한 것은 아니다.

또한, 일본 비심사 특허공보 제 H8-144029호는 박대와 이를 제조하는 방법을 개시하며, 그곳에서 박대의 표면 거칠기(Ra)는 일본 비심사 특허공보 제 H7-331396호에 따른 박대와 이를 제조하는 방법과 같은 목적을 위하여 0.8㎛ 이하로 특정된다.

그러나, 일본 비심사 특허공보 제 H8-144029호의 박대와 이를 제조하는 방법에서, 취화성의 향상은 급속한 응고후에 바로 만들어지는 박대에 관한 것이지 연자기특성을 향상시키기 위해서 어닐링후에의 취화성의 향상에 관한 것은 아니다.

위에 설명된 바와 같이, 자속밀도, 코어손실등과 같은 우수한 연자기특성을 얻기 위해서 자기장에서 어닐링후 우수한 취화 저항성을 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대는 종래에 제공되지 않았다.

다양한 자기특성 측면에서, 본 발명의 발명자는 맨먼저 고포화 자속 밀도를 얻는데 관심을 기울였고, 높은 Fe 함유량 범위에서도 급속냉각 후에 즉시 비정질 상태를 쉽게 형성하는 것을 발견하기 위해서 Fe-기(基) 비정질 합금 박대의 다양한 합금 합성물을 시험했다. 본 발명자는 검사된 합성물중에서 박대에서의 변형을 충분히 감소시키기 위해서 어닐링후에도 비정질 상태가 안정되게 유지되는 합성 범위를 확인하는 결과로서 본 발명이 달성된다. 본 발명은 Fe, Si, B 및 C의 지정된 양을 포함하는 합금에 P의 지정된 양을 추가함으로써 달성된다.

본 발명자는 Fe-기 비정질 합금 박대의 합성이 특정한 범위내에서 한정될 때, 우수한 자기특성이 넓은 온도범위에서 어닐링된 후에도 얻어질 수 있는 것을 발견했다. 상기 발견을 기초로 하여 달성된 본 발명은 온도차가 어닐링동안 코어의 다른 부분사이에서 일어날 때에도 우수한 자기특성을 나타내는 것이 가능한 Fe-기 비정질 합금 박대이고, Fe, Si, B 및 C의 일정한 양을 포함하는 합금에 P의 일정한 양을 추가함으로써 달성된다. P 추가가 관련 기술의 설명에서 기술된 바와 같이 비정질 상태를 형성하는 능력 및/또는 표면 거칠기를 향상시키는데 효과적이라고 알려진 반면에, 본 발명자가 발견한 이것의 "최적의 어닐링 온도범위를 확대시키는 효과"는 관련된 기술의 설명에서 인용된 일본 비심사 특허공보 제 S57-185957호, 제 H8-193252호, 제 H9-202951호, 제 H9-268354호 및 제 H10-293427호중 어떤 것에서도 언급되지 않는다.

본 발명은, 박대의 최대 어닐링 온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin인, 적어도 80℃의 넓은 어닐링 온도 범위 ΔT에서의 교류에서의 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 제조하기 위해서, Fe, Si, B 및 C의 일정한 양을 포함하는 Fe-기 비정질 합금 박대에 P의 지정된 양을 추가함으로써 이것이 가능하게 된다.

여기서, Tmax는 박대가 결정화를 초래하지 않고, 50 Hz의 교류에서 80 A/m의최대 자기장하의 1.35 T 이상의 최대 자속밀도(B₈₀)를 유지하기 위해서 Fe-기 비정질 합금 박대의 최대 어닐링 온도이다. 다시 말하면, Fe-기 비정질 합금 박대가 Tmax를 초과하는 온도에서 어닐링될 때, 박대는 결정화되고, 박대의 자기특성은 떨어지며 최대 자속밀도(B₈₀)는 1.35 T 이하로 떨어진다.

Tmin은 박대의 변형을 감소시키기 위한 Fe-기 비정질 합금 박대의 최소 어닐링 온도이고, 어닐링동안 적용된 자기장의 방향에서 자기이방성을 발생시키고 1.35 T 이상에서 어닐링 후에 B₈₀의 값을 유지시킨다.

본 발명은 1.35 T 이상의 B₈₀으로의 교류 적용에서의 사용을 위한 우수한 연자기특성과 어닐링후 0.01 이상의 굽힘 파괴 변형율(ε_f)로의 우수한 취화 저항성 (embrittlement resistance) 둘다를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대를 제조하기 위해서, Fe, Si, B 및 C의 일정한 양을 함유하는 Fe-기 비정질 합금 박대에 P의 지정된 양을 추가함으로써 이것이 가능하게 된다.

여기서, ε_f= t/(D_f- t)에서, t는 판두께(strip thickness)이고 D_f는 판파괴(strip failure)시 굽힘직경이다.

상기 특징을 구비하는 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) Fe, Si, B, C 및 P와 불가피한 불순물의 주요 구성요소로 이루어지는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 이것의 조성이, 원자 %로서, 78≤ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 한다.

(2) 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 (1)에 따른 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 이것이 조성이, 원자 %로서, 78≤ Fe ≤86, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 한다.

(3) (2)에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 원자 %로서, Fe 함유량이 80＜ Fe ≤82 인 것을 특징으로 한다.

(4) (2) 또는 (3)에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 원자 %로서, P 함유량이 1≤ P ≤12 인 것을 특징으로 한다.

(5) (2) 내지 (4)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 원자 %로서, B 함유량이 5＜ B ＜14 인 것을 특징으로 한다.

(6) (2) 내지 (5)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 1.35 T 이상의 B₈₀의 값과 0.1 이하의 B₈₀의 표준 편차(deviation)로 연자기특성을 구비하는 것을 특징으로 한다.

(7) (6)에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실(loss)값으로 코어 손실특성을 또한 구비하는 것을 특징으로 한다.

(8) (2) 내지 (7)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 1.35 T 이상의 B₈₀과 0.1 이하의 B₈₀의 표준 편차로 연자기특성을 보장하기 위해서 박대의 어닐링의 최대온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin 인, 적어도 80℃의 ΔT 로 어닐링 온도특성을 구비하는 것을 특징으로 한다.

(9) (8)에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 연자기특성에 부가하여, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실값으로 코어 손실특성을 보장하기 위해서 박대의 어닐링의 최대 온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin 인, 적어도 60℃의 ΔT 로 어닐링 온도특성을 구비하는 것을 특징으로 한다.

(10) (2) 내지 (5)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 1.35 T 이상의 B₈₀으로의 우수한 연자기특성과 0.01 이상의 굽힘 파괴 변형율(ε_f)[여기서, ε_f= t/(D_f- t)에서, t는 판두께이고 D_f는 판파괴시 굽힘직경임]로의 우수한 취화 저항성을 둘다 구비하는 것을 특징으로 한다.

(11) (10)에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실값으로 코어 손실특성을 구비하는 것을 특징으로 한다.

(12) 고자속 밀도를 구비하는 (1)에 따른 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 이것의 조성이, 원자 %로서, 86＜ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 한다.

(13) (12)에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 원자 %로서, Fe 함유량이 86＜ Fe ≤88 인 것을 특징으로 한다.

(14) (12) 또는 (13)에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후 판(strip)의 B_S가 1.74 T 이상인 것을 특징으로 한다.

(15) (12) 내지 (14)중 어느 하나에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 판의 B₈₀이 1.5 T 를 초과하는 것을 특징으로 한다.

(16) (15)에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 어닐링 후, 판의 코어 손실값이 0.12 W/kg 이하인 것을 특징으로 한다.

(17) (1)에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에서, 이것의 조성이 원자 %로서, 82＜ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 이고, 어닐링 후 판의 B_S가 1.74 T 이상인 것을 특징으로 한다.

(18) 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 권철심은 도넛형으로(toroidally) 감겨짐으로써 제조되고, 그 다음 (1) 내지 (17)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 어닐링하는 것을 특징으로 한다.

(19) 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 적층코어는 기술된 형태의 시트(sheet)내로 스탬핑(stamping) 및 적층됨으로써 제조되고, 그 다음 (1) 내지 (17)중 어느 하나에 따른 교류 적용에서의 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 어닐링하는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 위에 기술된 바와 같이, Fe, Si, B 및 C의 특정한 양을 함유하는 합금에 P의 특정한 양의 범위를 추가함에 의하여 Fe의 허용범위를 크게 증가시킨 결과로서, 지금까지 도달하기 어려운 레벨로 80 A/m의 자기장하의 자속밀도(B₈₀)를 올리는 것을 가능하게 한다. 본 발명은 또한 동시에 고자속밀도와 우수한 연자기특성에 도달하는 것이 가능하게 한다. 여기서, 우수한 연자기특성은 50 Hz의 주파수에서 1.3 T의 자속밀도하의 단일 시트 측정에서 0.12 W/kg 이하의 코어손실을 의미한다.

적어도 1.74 T 이상에서의 B_S값을 갖춘 비정질 합금 박대는 고자속 밀도를 구비하는 트랜스를 설계 및 제조하는 것이 가능하게 하며, 고-B_S비정질 합금 박대의 우수한 기능(performance)을 트랜스가 반영하도록 하는 것이 가능하게 된다. B₈₀은 자화율(磁化率)(magnetic susceptibility), 자기투과성등이 있을 때 쉬운 자기화의 표시자로서 간주된다. B₈₀이 1.5 T를 초과할 때, 증가된 B_S의 효과는 트랜스의 기능에 반영된다. 또한, 50 Hz의 주파수에서 1.3 T의 자속밀도하의 단일 시트 측정에서 코어손실이 0.12 W/kg 이하일 때, 비정질 합금 박대의 우수한 기능이 얻어진다.

트랜스의 설계에서, 경우에 따라 자속밀도 또는 코어손실이 우선적으로 주어진다. 이점 때문에, 트랜스 재료가 동시에 고자속밀도와 저코어손실을 둘다 만족할 필요는 없다. 그러나, 만약 둘다가 동시에 달성되면, 비정질 합금 박대의 기능은 최대한의 범위로 트랜스의 기능에 반영된다.

박대의 조성이 본 발명하에 한정되는 이유는 이후에 기술된다. 본 발명의 주요 특징은 2≤ Si ＜4 원자 %의 낮은 Si 함유량의 범위로 추가되는 것이다. 각 요소의 함유량을 제한하는 이유는 아래에 주어진다.

Fe의 함유량은 82 원자 % 이상 및 90 원자 % 이하의 범위내에 있어야 한다. 왜냐하면, Fe의 함유량이 82 원자 % 이하일 때, 소형(compact) 코어 설계를 가능하게 하는 충분히 높은 자속밀도가 얻어질 수 없으며, 이것이 90 원자 %를 초과할 때는 비정질 상태를 형성하는 것이 어렵고 좋은 자기특성을 얻지 못하기 때문이다. 86 원자 % 이상 및 90 원자 % 이하로 Fe 함유량을 조절하는 것이 바람직하며, 이것은 1.74 T 이상의 B_S를 안정적으로 얻게 한다. 또한, 86 원자 % 이상 및 88 원자 % 이하로 Fe 함유량을 조절하는 것이 더욱 바람직하며, 이것은 더욱 안정한 비정질 상태를 형성하게 하고, 결과적으로 안정되게 1.74 T 이상의 B_S를 얻게 한다. Fe 함유량이 상기 범위내로 조절될 때, B₈₀은 1.5 T 이상으로 안정하게 유지된다.

Fe의 함유량은 78 원자 % 이상 및 86 원자 % 이하가 되어야 한다. Fe의 함유량이 78 원자 % 이하일 때, 코어의 요구된 충분한 자속밀도가 보장될 수 없고, 이것이 86 원자 %를 초과할 때는 비정질 상태를 형성하는 것이 어렵게 되고 좋은 자기특성을 얻는 것이 불가능하게 된다. 더 넓은 어닐링 온도 범위에서 1.35 T 이상의 B₈₀을 얻기 위하여, 80 원자 % 이상으로 Fe 함유량을 증가시키는 것이 필요하다. 또한, 더욱 안정하게 비정질 재료를 얻기 위해서, 82 원자 % 이하로 Fe 함유량을 충분히 조절하게 된다. 이렇게, 80 원자 % 이상에서 90 원자 % 까지의 Fe 함유량에서, 더 좋은 기능을 구비하는 비정질 박대가 얻어진다.

Si의 함유량은 2 원자 % 이상 및 4 원자 % 이하의 범위내로 제한된다. 왜냐하면, Si의 함유량이 2 원자 % 이하일 때, 비정질 재료를 안정하게 형성하는 것이 어렵게 되기 때문이다. 이것이 4 원자 % 이상일 때는 높은 Fe 함유량 범위에서 우수한 자기특성을 실현하고 최적의 어닐링 온도 범위를 확대하도록 P의 첨가의 효과를 얻는 것이 불가능하게 되며, 그 효과들은 본 발명의 특징을 형성한다.

B의 함유량은 5 원자 % 내지 16 원자 % 이하의 범위내로 제한된다. 왜냐하면, B의 함유량이 5 원자 % 이하일 때, 비정질 재료를 안정하게 형성하는 것이 어렵게 되며, 이것이 16 원자 %를 초과할 때는 비정질 상태를 형성하는 능력의 증가가 발생되지 않기 때문이다. 높은 Fe 함유량 범위에서 우수한 자기특성을 실현하고 최적의 어닐링 온도 범위를 확대하도록 P 첨가의 효과를 더욱 효과적으로 얻기 위해서, B 함유량은 14 원자 % 이하로 내려져야 한다. 이렇게, 5 이상 및 14 원자 % 이하의 B 함유량 범위에서, 더욱 균질의 자기특성을 구비하는 우수한 비정질 박대가 얻어진다.

C는 박대의 주조성을 향상시키는데 효과적이다. 합금이 C를 함유할 때, 용해된 합금과 냉각 기질(substrate)의 습식성(wettability)이 증가되고 좋은 박대를 형성하는 것이 가능하게 된다. C의 함유량이 0.02 원자 % 이하일 때 이 효과는 보이지 않고, 만약 C 함유량 4 원자 %를 초과하면 더이상 효과의 증가는 보이지 않는다. 그러므로, C 함류량은 0.02 원자 % 이상 내지 4 원자 % 이하의 범위내에서 제한된다.

P는 본 발명의 가장 중요한 요소이다. 본 발명자는 값싼 재료의 사용을 확대하기 위해서 Mn 및 S의 허용가능한 함유량을 증가시키는 효과를 구비한 P 함유량이 0.008 질량(mass) % 이상 및 0.1 질량 %(0.16 원자 %) 이하인 일본 비심사 특허공보 제 H9-202946호에서 이미 개시된 것을 알게 되었다. 본 발명은 높은 Fe 함유량 범위에서 고자속밀도를 유지하는 동안 교류에서 우수한 연자기특성을 구비하는 박대를 생산하려는 시도에서 변화시킨 P의 부가량과 Fe, Si, B 및 C의 함유량에서의 일련의 시험을 통하여 달성되었다. P의 함유량은 0.2 원자 % 이상 내지 12 원자 % 이하의 범위내에 있어야 한다. 왜냐하면, P 함유량이 0.2 원자 % 이하일 때는 어떤 어닐링 조건하의 고자속밀도를 유지하는 동안 우수한 자기특성을 얻는 것이 불가능하고, 만약 P 함유량이 12 원자 %를 초과한다면 P 추가의 다른 효과는 얻어지지 않으며 자속밀도는 더욱더 내려가게 된다. P 함유량이 1 원자 % 이상 및 12 원자 % 이하일 때, 자속밀도는 P의 효과에 의해 판의 전체에 걸쳐서 더욱 균질하게 만들어진다. 더욱 바람직하게, P 함유량이 1 원자 % 이상 및 10 원자 % 이하일 때, 자속밀도에서의 증가는 체크(checked)되고, P 추가의 효과는 더욱 효과적으로 얻어진다. 또한, 굽힘 파괴 변형율(ε_f)이 0.01 이상일 때, 공통의 트랜스는 박대의 취화성에 약간의 주의를 기울이는 동안 제조된다. ε_f가 0.015 이상일 때는 트랜스 제조가 더욱 쉬워지므로 바람직하다.

만약 Mn, S, 등등과 같은 요소가 일본 비심사 특허공보 제 H9-202946호에서 도시된 양에서의 불가피한 불순물로서 포함된다면, 특정한 문제는 없을 것이다.

조성의 제한에 관하여 중요한 것은 P의 일정량 범위가, 특히 2≤ Si ＜4 원자 %의 낮은 Si 함유량 범위에서, Fe, Si, B 및 C의 일정량을 함유하는 합금에 추가될 때에만 본 발명의 P 추가의 효과가 보여지는 점이다.

본 발명은 박대의 어닐링의 최대온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin 인, 적어도 80℃의 넓은 온도범위 ΔT 에서 어닐링함으로써, Fe, Si, B 및 C의 일정한 양을 함유하는 상술된 Fe-기 비정질 합금 박대에 P의 일정한 양을 추가함으로써, 교류에서의 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 제조하는 것을 가능하게 한다.

여기서, "우수한 연자기특성"은 50 Hz의 주파수에서 80 A/m의 최대 교류자기장하의 "1.35 T 이상"인 최대 자속밀도(B₈₀)와, 적어도 80℃의 어닐링 온도범위 ΔT 에서 "0.1 이하"인 B₈₀의 표준편차를 의미한다. 상기 한정된 바와 같이 ΔT 의 견지에서, 우수한 연자기특성은 적어도 60℃의 넓은 온도범위 ΔT 에서 50 Hz의 주파수에서의 1.3 T 의 자속밀도하의 단일 시트 측정에서 "0.12 W/kg 이하"인 코어손실의 값을 또한 의미한다.

Fe-기 비정질 합금 박대를 도넛형으로 감아서 형성된 권철심 또는 Fe-기 비정질 합금 박대를 스탬핑하고 스탬핑된 시트등을 파일링(piling)하여 형성된 적층코어가 변형을 감소시키고 자기 이방성을 일으킬 목적으로 어닐링될 때, 코어의 다른 부분들의 온도는 보통 가열동안 불균일하게 된다. B₈₀의 값이 적어도 1.35 T 이상일 때, 비정질 합금 박대의 기능은 트랜스의 기능에 반영된다. 그러나, 어닐링 온도의 불균일의 결과로서 B₈₀값의 불균일이 존재할 때, 코어의 연자기특성은 국부적으로 떨어지고 트랜스의 기능에서 문제가 존재한다.

B₈₀의 표준편차가 본 발명에서와 같이 0.1 이하일 때, 작동 코어에서의 자속밀도는 균일해지고 Fe-기 비정질 합금 박대의 우수한 자기기능을 충분히 얻을 뿐만 아니라 트랜스를 쉽게 설계하는 것이 가능하게 된다.

또한, 코어손실이 적어도 60℃ 에서의 Tmax로 부터 Tmin 까지의 어닐링 온도범위 ΔT 에서 0.12 W/kg 이하일 때, Fe-기 비정질 합금 박대의 우수한 기능이 얻어진다. 이 경우에 적어도 60℃ 에서의 넓은 온도범위 ΔT 에서 얻어진 우수한 코어손실 덕분에, 코어의 다른 부분에서 온도차가 일어난다해도 전체로서의 코어의 연자기특성은 떨어지지 않는다.

트랜스의 설계에서, 경우에 따라 자속밀도 또는 코어손실이 우선적으로 주어진다. 이점 때문에, 1.35 T 이상의 B₈₀을 보장하는 어닐링 온도범위와 0.12 W/kg 이하의 코어손실을 보장하는 어닐링 온도범위를 둘다 충족할 필요는 없다. 그러나, 두 온도범위가 동일할 때, Fe-기 비정질 합금 박대의 기능은 최대한의 범위로 트랜스의 기능에 반영된다.

본 발명은 또한 우수한 연자기특성에다가 0.01 이상의 굽힘 파괴 변형율 (ε_f)로의 우수한 취화 저항성을 구비하는 박대를 실현한다. 여기서, ε_f= t/(D - t)에서, t는 판두께이고 D는 판파괴시 굽힘직경이다.

여기서, 취성의 평가는 박대가 180도로 휘어져서 두 반대측 판 부분들사이의 거리를 더 작게 하도록 점차로 가압된 후 이것이 파괴될 때 박대의 표면들사이의 거리 D(파괴시 굽힘직경에 대응하는 거리 D)에 의하여 나타낸다.

박대가 파괴될 때 박대의 외부표면들 사이의 거리는 굽힘파괴 직경(D_f)으로서 한정된다. 굽힘 판의 외부 측면상에 ε= t/(D - t)의 변형율이 존재하며, 여기서, t는 판두께이다. 그러므로, 파괴시의 변형율은 ε_f= t/(D_f- t)로서 한정된다.

종래의 Fe-Si-B 비정질 합금 박대는 연자기특성을 일으키도록 어닐링될 때 불가피하게 취성화된다. 그러나, 본 발명에 다른 합금의 조성범위를 또한 제한함으로써, 우수한 연자기특성을 발생시키도록 어닐링한 후에의 박대의 취화성은 상당한 범위로 억제된다.

트랜스 코어의 재료로서 본 발명에 따른 상기 Fe-기 비정질 합금 박대의 사용은 트랜스의 고자속밀도를 가능하게 하고, 결과적으로 그들의 소형화를 실현시키며, 기능의 향상이 달성된다.

트랜스 코어의 재료로서 본 발명에 따른 상기 Fe-기 비정질 합금 박대의 사용은 어닐링동안 코어의 다른 부분에서의 온도 불균일에 의해 코어특성이 떨어지는것을 또한 방지한다.

본 발명에 따른 Fe-기 비정질 합금 박대는 기술된 조성의 합금을 용해시키고 단일 롤 방법, 트윈 롤 방법등과 같이 이동 냉각기질위로 슬롯노즐(slot nozzle)을 통하여 이것을 사출시켜 용해된 합금을 급속하게 냉각시키는 방법에 의해 제조된다. 단일 롤 방법을 위한 장치는 드럼의 내부표면을 사용하는 원심 급속 냉각기, 엔드리스 벨트(endless belt)를 사용하는 장치, 보조 롤을 함께 장비한 이들 장치의 변형, 및 저압 대기, 진공 또는 비활성 기체 대기에서의 주조기(caster)를 포함한다. 본 발명은 박대의 치수(두께, 폭, 등등)를 특정하지 않지만, 예를들어 두께가 10㎛ 이상 및 100㎛ 이하이고 폭이 20㎜ 이상인 것이 바람직하다.

예를들어, 원재료로서 철광석을 사용하는 강제조 공정에 의해 생산된 어떤 합금강 등급(grades)은 본 발명을 위하여 원재료로서 사용될 수 있다. 이러한 합금강 등급의 조성은 예를들어, Fe_83.5Si₃B₁₂C₁P_0.5, Fe_84.1Si_2.5B_11.4C₁P₁, Fe_86.5Si_2.2B_6.8C_0.5P₄, Fe₈₇Si_2.1B_5.6C_0.3P₅, Fe_87.3Si_2.1B_5.5C_0.3P_4.8등을 포함한다.

Fe-기 비정질 합금 박대의 조성은 예를들어, Fe_80.5Si₃B₁₅C₁P_0.5, Fe₇₉Si₃B₁₆C₁P₁, Fe_90.2Si_2.3B₁₃C_0.5P₄, Fe_79.4Si_3.8B₁₀C_0.8P₆, Fe_81.5Si_2.2B_5.3C₁P₉등 이지만, 본 발명의 합금조성은 이들 예로 제한되지 않는다.

예 1

Fe_aSi_bB_cC_dP_e(여기서, a + b + c + d + e = 99.8)의 원자 %로서, 표현된 조성의 합금은 여기서 사용되는 Mn, S 등과 같은 불순물의 0.2 원자 %를 포함한다. 표 1에서 도시된 조성의 합금은 단일 롤 방법에 의해 주조되고 주조판(cast strip)은 재료가 비정질인지를 결정하기 위해서 시험된다.

먼저, 각 조성의 합금들은 고주파 유도열에 의해 석영 도가니에서 용해되고, 그 다음 두께가 약 25㎛이고 폭이 약 25㎜인 판을 제조하기 위해서 800 rpm으로 회전하는 직경 580㎜인 Cu 합금의 냉각 롤위로 도가니의 상부단부에서 정해진 0.4 × 25㎜ 의 개구를 갖춘 직사각형 슬롯노즐을 통하여 사출된다. 그 다음, 자유표면(주조시 롤과 접촉하지 않은 표면)과 롤-측면 표면(주조시 롤과 접촉한 표면)상의 주조판들의 회절 형상(diffraction profiles)은 X-선 회절법에 의해 측정된다. 측정결과는 표 1에서 도시되며, 표 1에서 재료가 비정질임을 보여주는 확장된 회절 측면을 나타내는 합금은 ○로 표시하고, 지정된 결정화 피크(peak)를 나타내는 합금은 ×로 표시하며, 중간품질은 △로 나타낸다.

표 1에서 도시된 바와 같이, 샘플 1 내지 8이 비정질일지라도, 샘플 7 및 8은, 작지만(if small), 결정면(crystal phase)이 포함되는 것으로 생각되는 부분을 구비한다. Fe의 90 원자 % 이상을 함유하는 샘플 9는 비정질 상태가 되는 것이 어렵다. 샘플 1의 자속밀도가 예 2에서 도시된 바와 같이 본 발명의 범위내에서 떨어지지 않음을 알수 있다. P를 함유하지 않는 샘플 10 내지 12는 비정질 상태가 되는 것이 어렵고, 샘플 12는 연속(continuous) 판으로 형성되지 않는다.

높은 Fe 함유량 범위에서 B 및 P의 다른 함유량을 구비하는 샘플 13 내지 17 사이에서, 본 발명에 다른 함유량 범위에서 B 및 P를 함유하는 샘플 13 및 14는 비정질이 되고 5 원자 %의 B 함유량을 구비하는 샘플 15 내지 17은 비정질이 되지 못한다.

Si의 다른 함유량을 구비하는 샘플 18 내지 21 사이에서, 비정질 상태 형성이 Si의 양이 2 원자 % 이하인 샘플 18에서 부분적으로 불안정한 반면에, 샘플 19 내지 21은 비정질이 된다. 샘플 21의 코어손실은 예 2에서 기술되는 바와 같이 본 발명의 범위내에서 떨어지지 않음을 알수 있다.

상기 예들에서 알수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 합금 조성범위의 사용은 종래에 비정질 상태를 형성하는 것이 불가능한 높은 Fe 함유량 범위에서 비정질 상태 형성을 가능하게 한다.

예 2

성공적으로 비정질이 되는 예 1의 박대는 길이 120㎜로 잘려서, 질소 대기와 260 내지 400℃의 범위에서 20℃의 간격으로 정해진 온도에서 자기장하에 1시간동안 어닐링되며, 그 다음 교류에서의 그들의 자기특성은 단일 시트 시험기(SST)를 사용하여 평가된다. 자기특성은 측정동안 적용된 80 A/m 의 최대 자기장하의 최대 자속밀도(B₈₀)와 1.3 T 의 최대 자속밀도에서의 코어손실에 의하여 평가된다. 실험을 위하여 사용된 주파수는 50 Hz이다. 게다가, 포화 자속밀도(B_S)는 VSM에 의해 측정된다.

표 2는 평가결과를 도시한다. 이 표는 260 내지 400℃의 다른 온도에서의 어닐링을 통하여 얻어진 것들 사이에서 가장 좋은 연자기특성을 도시한다. 완전히 비정질 상태로 되지 못하는 부분을 구비한 샘플 7, 8 및 18의 평가는 완전하게 비정질 상태가 되는 부분에만 관한 것이다.

표 2에서 평가결과로서 도시된 바와 같이, 82 원자 % 이상 및 90 원자 % 까지의 범위에서 Fe를 함유하는 샘플 2 내지 14에서, B_S는 1.74 T 이상이고 B₈₀은 1.5 T 이상이며, 0.12 W/kg 이하의 좋은 코어손실 값이 얻어짐을 또한 알수 있다. 82 원자 % 이하의 Fe 함유량을 구비하는 샘플 1은 높은 B_S에 도달하지 못한다.

다른 Si 함유량을 구비하는 샘플 18 내지 21 에서 보이는 바와 같이, 자속밀도는 2 원자 % 이하의 Si 양을 구비하는 샘플 18에서 본 발명의 범위에 도달하지 않고, 코어손실은 4 원자 % 이상의 Si 양을 구비하는 샘플 21에서 본 발명의 범위로 내려가지 않는다.

상기 예로 부터 알수 있는 바와 같이, 본 발명에 다른 합금조성 범위의 사용은 종래에 비정질 상태를 형성하는 것이 불가능한 높은 Fe 함유량 범위에서 비정질 상태 형성이 가능하고, 우수한 연자기특성을 실현시킨다.

예 3

Fe_80.3Si_2.5B_16-XP_XC₁(여기서, X = 0.5, 1.1, 3.2, 6.4 또는 9.5)의 원자 %로서,표현된 조성의 합금은 여기서 사용되는 Mn, S 등과 같은 불순물의 0.2 원자 %를 포함한다. 다른 합금들은 X의 값이 0, 0.05, 13.5 및 16으로 변화시켜서 비교샘플로 준비된다.

먼저, 기술된조성의 합금들은 고주파 유도열에 의해 석영 도가니에서 용해되고, 그 다음 두께가 약 27㎛이고 폭이 약 25㎜인 판을 제조하기 위해서 800 rpm으로 회전하는 직경 580㎜인 Cu 합금의 냉각 롤위로 도가니의 상부단부에서 정해진 0.4 × 25㎜ 의 개구를 갖춘 직사각형 슬롯노즐을 통하여 사출된다.

주조판은 길이 120㎜로 잘려서, 320, 340, 380 및 400℃에서의 자기장하의 질소 대기에서 1시간동안 어닐링되며, 그 다음 교류에서의 그들의 자기특성은 단일 시트 시험기(SST)를 사용하여 평가된다.

자기특성은 측정동안 적용된 80 A/m 의 최대 자기장하의 최대 자속밀도(B₈₀)와 1.3 T 의 최대 자속밀도에서의 코어손실에 의하여 평가된다. 실험을 위하여 사용된 주파수는 50 Hz이다. 표 3 및 4는 평가결과를 도시한다.

450℃에서 부가적인 어닐링후, 샘플 23의 B₈₀은 1.29 T 이다. 이 결과와 표 3으로 부터 분명해지는 바와 같이, P 함유량이 0.2 원자 % 이상 및 12 원자 % 이하인 샘플 24 내지 29(발명 샘플)는 Tmin = 320℃로 부터 Tmax = 400℃ 까지의 어닐링 온도범위에서, 즉 △T = 80℃의 넓은 어닐링 온도범위에서, 1.35 T 이상의 고자속밀도(B₈₀)와 상기 어닐링 온도범위에서 0.1 이하의 B₈₀의 표준편차를 나타내며, 그 사실은 자속밀도의 불균일을 감소시키는 것이 가능함을 보여준다.

샘플 25 내지 29의 1 원자 % 이상 및 12 원자 % 이하의 P 함유량 범위에서, B₈₀의 표준편차는 0.07 이하이고, 그 사실은 자속밀도의 더 작은 불균일을 구비하는 박대가 얻어짐을 보여준다. 또한, 샘플 26 내지 29의 5 원자 % 이상 및 14 원자 % 이하의 B 함유량 범위에서, B₈₀의 표준편차는 0.05 이하이고, 그것은 자속밀도의 더 작은 불균일을 구비하는 박대가 얻어짐을 보여준다.

표 4는 본 발명에 따른 조성을 구비하는 샘플 24 내지 29(발명 샘플)는 Tmin = 320℃로 부터 Tmax = 380℃ 까지의 어닐링 온도범위에서, 즉 △T = 60℃의 넓은 어닐링 온도범위에서, 0.12 W/kg 이하의 낮은 코어손실값을 도시한다. 샘플 30이 60℃의 넓은 어닐링 온도 범위에서 0.12 W/kg의 코어손실값을 초과하지 않음에도 불구하고, 샘플 30의 B₈₀값이 비교 샘플의 레벨내에 있기 때문에, 샘플 30이 비교샘플로서 분류된다. 400℃에서 어닐링된 샘플 31은 1.3 T의 자속밀도로 여자(excited )되지 않는다.

예 4

Fe_80.3Si_YB_15.2-YP_3.3C₁(여기서, Y = 1.7, 2.2, 2.9, 3.4, 3.8, 4.3 또는 5.5)의원자 %로서, 표현된 조성의 합금은 여기서 사용되는 Mn, S 등과 같은 불순물의 0.2 원자 %를 포함한다. 이 합금은 예 3의 방법에 의해 박대로 주조되고, 그들의 자기특성은 예 3과 같은 방식으로 평가된다. 표 5 및 6은 평가결과를 도시한다.

420℃에서 부가적인 어닐링 후의 샘플 32, 37 및 38의 B₈₀값은 각각 1.34, 1.31 및 1.27 T 이다. 이들 결과와 표 5로 부터 분명해지는 바와 같이, Si 함유량이 2 원자 % 이상 및 4 원자 % 이하인 샘플 33 내지 36(발명 샘플)은 Tmin = 320℃로 부터 Tmax = 400℃ 까지의 어닐링 온도범위에서, 즉 △T = 80℃의 넓은 어닐링 온도범위에서, 1.35 T 이상의 고자속밀도(B₈₀)와 상기 어닐링 온도범위에서 0.1 이하의 B₈₀의 표준편차를 나타내며, 자속밀도의 불균일을 감소시키는 것이 가능함을 보여준다.

샘플 37(비교 샘플)이 0.1 이하인 B₈₀의 표준편차를 구비함에도 불구하고, 샘플 37은 적어도 80℃에서의 어닐링 온도범위 △T 에서 1.35 T 이상의 B₈₀값이 도시되지 않는다.

또한, 표 6에서, 샘플 33 내지 36(발명 샘플)은 Tmin = 320℃로 부터 Tmax = 380℃ 까지의 어닐링 온도범위에서, 즉 △T = 60℃의 넓은 어닐링 온도범위에서, 0.12 W/kg 이하의 낮은 코어손실값을 도시함을 알수 있다. 샘플 32가 △T = 60℃의 어닐링 온도 범위에서 0.12 W/kg 이하의 코어손실값을 구비함에도 불구하고, 샘플 32의 B₈₀값이 비교 샘플의 레벨내에 있기 때문에, 샘플 32가 비교샘플로서 분류된다. 상기로 부터, Si 함유량이 4 원자 % 이상일 때, 본 발명의 P 첨가의 효과는 보여지지 않는다.

예 5

박대는 각각 3.4 와 2.5 원자 %에서 P 와 Si의 함유량을 유지하는 동안, Fe, B 및 C의 다른 양을 함유하는 합금으로 부터 예 3과 같은 방법에 의해 주조된다. 상기 합금은 Mn, S등과 같은 불순물의 0.2 원자 %를 포함한다.

박대의 자기특성은 280 내지 400℃ 까지의 어닐링 온도범위를 제외하고 예 3과 같은 방식으로 평가된다. 표 7 및 8은 평가결과를 도시한다.

B₈₀의 표준편차는 표준편차의 값이 가장 낮은 80℃의 어닐링 온도 밴드(band )(굵은 선들에 의해 둘러싸인 표 7의 지역)에서 얻어진 값들로 부터 계산된다.

샘플 46의 B₈₀은 420℃에서의 부가적인 어닐링후 1.3 T 이다. 이 결과와 표 7로 부터 분명해지는 바와 같이, Fe 함유량이 78 원자 % 이상 및 86 원자 % 이하인 샘플 40 내지 45(발명 샘플)는 적어도 80℃의 넓은 어닐링 온도범위 △T 에서,1.35 T 이상의 자속밀도(B₈₀)의 높은 값과 상기 어닐링 온도범위에서 0.1 이하의 B₈₀의 표준편차를 나타내며, 자속밀도의 감소된 불균일을 보여준다.

샘플 39의 자속밀도의 표준편차가 0.1 이하임에도 불구하고, 86 원자 %를 초과하는 Fe 함유량을 구비하는 샘플 39(비교 샘플)는 비정질 상태로 형성되지 않으며 샘플 39의 B₈₀값은 1 T 이하만큼 낮다. 비교 샘플 46 내지 47에서, 그들의 자속밀도의 표준편차가 상기 경우와 같이 0.1 이하임에도 불구하고, 그들의 B₈₀값이 적어도 80℃이상에서의 넓은 어닐링 온도 범위 △T 에서 1.35 T 이상을 도달하지 못한다.

샘플 42 및 43(발명 샘플)에서는 Fe 함유량이 80 원자 % 이상 및 82 원자 % 이하이고, 그들의 B₈₀의 표준편차는 작으며 B₈₀값은 Tmin = 280℃로 부터 Tmax = 400℃ 까지의 넓은 어닐링 온도범위에서 1.35 T 이상이고, 그 사실은 우수한 박대가 얻어짐을 보여준다.

표 8에서 도시된 결과로 부터, 샘플 40 내지 45(발명 샘플), 46 및 47(비교 샘플)에서, 그들이 종래 기술에 의해 달성되지 못함에도 불구하고, 0.12 W/kg 이하의 코어손실값이 적어도 60℃ 이상에서의 넓은 어닐링 온도범위 △T 에서 달성됨을 알수 있다. 샘플 46 및 47은 1.35 T의 B₈₀이 적어도 80℃에서의 넓은 어닐링 온도범위 △T 에서 도달되지 않기 때문에 비교 샘플로서 분류된다. 샘플 39(비교 샘플)가 비정질 상태를 형성하지 않기 때문에, 이것의 코어손실이 크다.

예 6

폭이 50㎜인 비정질 막대가 샘플 27의 합금으로 부터 주조된다. 주조방법은 직사각형 슬롯노즐의 개구형태가 0.4 × 50㎜로 변화되는 것을 제외하고 예 3의 것과 같다. 주조 박대의 두께는 26㎛ 이다.

상기 판은 감겨진 두께가 약 50㎜인 도넛형 코어로 감겨지고, 다른 가열율로 400℃까지 룸(room) 온도로 부터 가열되고 코어는 2시간동안 400℃에서 유지되며, 그 다음 노에서 냉각된다. 자기장은 가열동안 그들의 원주 방향으로 코어에 부가된다. 가열온도는 노의 대기온도에 의해 조절되고, 코어의 실제 온도는 코어의 다른 부분에서 위치된 써모커플들(thermocouples)로 측정된다.

가열율이 높으면 높을수록, 노의 대기와 코어사이의 온도차가 더 커지고 코어의 다른 부분들사이의 온도차가 더 커지는 경향이 측정으로 부터 보여진다. 코어의 온도는 노의 대기 온도를 초과하지 않는다.

코어들의 B₈₀값은 어닐릴후 그들위에 제 1 및 제 2 코일을 감아서 측정된다.

결과적으로, 코어의 다른 부분들사이의 온도차가 80 내지 100℃ 만큼 클 때에도 B₈₀값이 1.43 T 이상만큼 높게 유지됨이 확인된다.

같은 실험이 비교목적을 위하여 샘플 37의 합금을 사용하여 행해진다. 코어의 다른 부분들사이의 온도차가 80 내지 100℃ 만큼 클 때 B₈₀값이 1.32 T 이하만큼 낮게 떨어지는 것이 이 경우에서 분명해진다.

예 7

Fe_80.3Si_2.7B_16-XP_XC_0.8(여기서, X = 1.3, 3.5, 6.2 또는 9.4)의 원자 %로서, 표현된 조성의 합금은 여기서 사용되는 Mn, S 등과 같은 불순물의 0.2 원자 %를 포함한다. 다른 합금들은 X의 값이 0 및 14.5로 변화시켜서 비교샘플로 준비된다.

먼저, 기술된조성의 합금들은 고주파 유도열에 의해 석영 도가니에서 용해되고, 그 다음 두께가 약 26㎛이고 폭이 약 25㎜인 판을 제조하기 위해서 800 rpm으로 회전하는 직경 580㎜인 Cu 합금의 냉각 롤위로 도가니의 상부단부에서 정해진 0.4 × 25㎜ 의 개구를 갖춘 직사각형 슬롯노즐을 통하여 사출된다.

주조판은 길이 120㎜로 잘려서, 320, 340, 360, 380 및 400℃에서의 자기장하의 질소 대기에서 1시간동안 어닐링되며, 그 다음 교류에서의 그들의 자기특성은 단일 시트 시험기(SST)를 사용하여 평가된다.

자기특성은 측정동안 적용된 80 A/m 의 최대 자기장하의 최대 자속밀도(B₈₀)와 1.3 T 의 최대 자속밀도에서의 W_13/50의 코어손실에 의하여 평가된다. 실험을 위하여 사용된 주파수는 50 Hz이다. 표 3 및 4는 평가결과를 도시한다.

각 상기 온도에서 어닐링된 박대의 굽힘파괴 변형율(ε_f)는 또한 측정된다. 판은 외측면에 접하는 그들의 R 표면(주조시 롤에 접촉하는 표면)과 함께 휘어진다 (bent).

굵은 선에 의해 둘러싸인 표 9에서의 지역은 0.01 이상의 굽힘파괴 변형율(ε_f)을 갖춘 우수한 취화 저항성과 1.35 T 이상의 B₈₀및 0.12 W/kg 이하의 W_13/50를 갖춘 우수한 연자기특성이 둘다 실현되는 지역이다.

반면에, 0.01 이상으로 ε_f이 올라간 어닐링 온도는 샘플 48 내지 51에서 360℃ 이하이고, 샘플 48(비교 샘플)의 B₈₀은 320℃에서 어닐링후 1.35 T 이하로 떨어진다.

또한, 샘플 48(비교 샘플)의 W_13/50은 어떤 어닐링 온도 범위에서도 0.12 W/kg 이하로 내려가지 않는다. 반대로, 샘플 49 내지 51(발명 샘플)은 ε_f을 증가시키기 위해서 360℃ 이하에서 낮은 어닐링 온도를 통하여 그들의 취성이 향상된 후에도 1.35 T 이상의 B₈₀값과 0.12 W/kg 이하의 W_13/50값을 갖춘 우수한 연자기특성이 유지된다. 샘플 52(발명 샘플)은 340℃ 이하에서 어닐링후 우수한 취화 저항성 및 연자기특성이 보여진다. 샘플 53(비교 샘플)은 320℃ 이하에서 어닐링후 0.01 이상의 ε_f의 값이 나타나지만, 샘플 53의 B₈₀값은 1.35 T 이하로 떨어진다.

본 발명은 높은 Fe-기 함유량의 구성범위에서도 고자속 밀도를 유지하는 동안 선택적인 현재 응용에서 사용을 위한 우수한 연자기특성이 실현가능한 Fe-기 비정질 합금 박대를 제공하는 것이 가능하고, 어닐링동안 코어의 다른 부분들 사이의 온도차가 발생됨에도 불구하고, Fe-기 비정질 합금 박대로 제조되는 우수한 연자기특성을 구비하는 코어를 제공하는 것이 가능하다.

또한, 본 발명은 1.35 T 이상의 B₈₀으로의 교류 적용에서의 사용을 위한 우수한 연자기특성과 어닐링후 0.01 이상의 굽힘 파괴 변형율(ε_f)로의 우수한 취화 저항성 둘다를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대를 제조하는 것이 가능하다.

Claims

Fe, Si, B, C 및 P와 불가피한 불순물의 주요 구성요소로 이루어지는 Fe-기 비정질 합금 박대에 있어서,

그 조성이 원자 %로서, 78≤ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 제 1항에 따른 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대에 있어서,

그 조성이 원자 %로서, 78≤ Fe ≤86, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항에 있어서,

Fe 함유량이 원자 %로서, 80＜ Fe ≤82 인 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항 또는 제 3항에 있어서,

P 함유량이 원자 %로서, 1≤ P ≤12 인 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항 내지 제 4항중 어느 한 항에 있어서,

B 함유량이 원자 %로서, 5＜ B ＜14 인 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항 내지 제 5항중 어느 한 항에 있어서,

어닐링 후, 1.35 T 이상의 B₈₀의 값과 0.1 이하의 B₈₀의 표준 편차로 연자기특성을 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 6항에 있어서,

어닐링 후, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실값으로 코어 손실특성을 또한 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항 내지 제 7항중 어느 한 항에 있어서,

1.35 T 이상의 B₈₀과 0.1 이하의 B₈₀의 표준 편차로 연자기특성을 보장하기 위해서 박대의 어닐링의 최대온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin 인, 적어도 80℃의 ΔT 로 어닐링 온도특성을 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 8항에 있어서,

연자기특성에 부가하여, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실값으로 코어 손실특성을 보장하기 위해서 박대의 어닐링의 최대 온도는 Tmax이고 이의 최소 온도는 Tmin이며 ΔT = Tmax - Tmin 인, 적어도 60℃의 ΔT 로 어닐링 온도특성을 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 2항 내지 제 5항중 어느 한 항에 있어서,

어닐링 후, 1.35 T 이상의 B₈₀으로의 우수한 연자기특성과 0.01 이상의 굽힘 파괴 변형율(ε_f)[여기서, ε_f= t/(D_f- t)에서, t는 판두께이고 D_f는 판파괴시 굽힘직경임]로의 우수한 취화 저항성을 둘다 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 10항에 있어서,

어닐링 후, 0.12 W/kg 이하의 코어 손실값으로 코어 손실특성을 구비하는 것을 특징으로 하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
고자속 밀도를 구비하는 제 1항에 따른 Fe-기 비정질 합금 박대에 있어서,

조성이 원자 %로서, 86＜ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C ≤4, 및 0.2≤ P ≤12 인 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 12항에 있어서,

Fe 함유량이 원자 %로서, 86＜ Fe ≤88 인 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 12항 또는 제 13항에 있어서,

어닐링 후에 판의 B_S가 1.74 T 이상인 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 12항 내지 제 14항중 어느 한 항에 있어서,

어닐링 후에 판의 B₈₀이 1.5 T 를 초과하는 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 15항에 있어서,

어닐링 후에 판의 코어 손실값이 0.12 W/kg 이하인 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
제 1항에 따른 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대에 있어서,

그 조성이 원자 %로서, 82＜ Fe ≤90, 2≤ Si ＜4, 5＜ B ≤16, 0.02≤ C≤4, 및 0.2≤ P ≤12 이고, 어닐링 후에 판의 B_S가 1.74 T 이상인 것을 특징으로 하는 고자속 밀도를 구비하는 Fe-기 비정질 합금 박대.
교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 권철심에 있어서,

도넛형으로 감겨짐으로써 제조되고, 그 다음 제 1항 내지 제 17항중 어느 한 항에 따른 교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 어닐링하는 것을 특징으로 하는 권철심.
교류 적용에서의 사용을 위한 연자기특성에서 우수한 적층코어에 있어서,

기술된 형태의 시트내로 스탬핑 및 적층됨으로써 제조되고, 그 다음 제 1항 내지 제 17항중 어느 한 항에 따른 교류 적용에서의 연자기특성에서 우수한 Fe-기 비정질 합금 박대를 어닐링하는 것을 특징으로 하는 적층코어.