KR20080059357A - 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자 - Google Patents

비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자 Download PDF

Info

Publication number
KR20080059357A
KR20080059357A KR1020080053183A KR20080053183A KR20080059357A KR 20080059357 A KR20080059357 A KR 20080059357A KR 1020080053183 A KR1020080053183 A KR 1020080053183A KR 20080053183 A KR20080053183 A KR 20080053183A KR 20080059357 A KR20080059357 A KR 20080059357A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
soft magnetic
amorphous soft
magnetic alloy
powder
magnetic core
Prior art date
Application number
KR1020080053183A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101038384B1 (ko
Inventor
아키리 우라타
테루히코 후지와라
히로유키 마츠모토
야스노부 야마다
아키히사 이노우에
Original Assignee
엔이씨 도낀 가부시끼가이샤
고쿠리츠다이가쿠호진 도호쿠다이가쿠
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 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤, 고쿠리츠다이가쿠호진 도호쿠다이가쿠 filed Critical 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤
Publication of KR20080059357A publication Critical patent/KR20080059357A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101038384B1 publication Critical patent/KR101038384B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F27/00—Details of transformers or inductances, in general
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/002—Making metallic powder or suspensions thereof amorphous or microcrystalline
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0207—Using a mixture of prealloyed powders or a master alloy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • 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
    • 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
    • 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
    • H01F41/0246—Manufacturing of magnetic circuits by moulding or by pressing powder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C28/00—Alloys based on a metal not provided for in groups C22C5/00 - C22C27/00
    • 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
    • H01F1/15358—Making agglomerates therefrom, e.g. by pressing
    • H01F1/15366—Making agglomerates therefrom, e.g. by pressing using a binder
    • H01F1/15375—Making agglomerates therefrom, e.g. by pressing using a binder using polymers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F17/00—Fixed inductances of the signal type 
    • H01F17/04—Fixed inductances of the signal type  with magnetic core
    • H01F17/06—Fixed inductances of the signal type  with magnetic core with core substantially closed in itself, e.g. toroid
    • H01F17/062—Toroidal core with turns of coil around it
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F17/00—Fixed inductances of the signal type 
    • H01F17/04—Fixed inductances of the signal type  with magnetic core
    • H01F2017/048—Fixed inductances of the signal type  with magnetic core with encapsulating core, e.g. made of resin and magnetic powder
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F3/00—Cores, Yokes, or armatures
    • H01F3/10—Composite arrangements of magnetic circuits
    • H01F3/14—Constrictions; Gaps, e.g. air-gaps

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

본 발명은 합금 조성을 선택 및 최적화함으로써, 과냉각 액체 영역을 갖고 비결정-형성 능력이 탁월하며 연자성의 특성을 갖는 비결정 연자성 합금(alloy)을 제공하며, 상기와 같은 비결정 연자성 합금을 이용하여 각각 리본, 분말, 고주파수 자기 코어(core) 및 벌크 부재(bulk member)를 더 제공하기 위한 것이다. 상기 비결정 연자성 합금은 (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz의 공식에 의해 표현되는 조성을 갖으며, 여기서 불가피한 불순물이 함유되고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 여기서 0≤α≤0.98, 2≤w≤16at%, 2≤x≤16at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤8at%이다.

Description

비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한 인덕턴스 소자{AMORPHOUS SOFT MAGNETIC ALLOY AND INDUCTANCE COMPONENT USING THE SAME}
본 발명은 비결정 연자성 합금 및 그와 같은 합금을 이용하는 스트립(strip) 또는 리본, 분말, 부재 및 소자에 관한 것이다.
자기 비결정성 합금은 Fe-P-C에서 시작하여 저손실 재료인 Fe-Si-B, 높은 포화 자속 밀도(Bs) 재료인 Fe-B-C 등으로 개발되어 왔다. 이들 재료는 그의 낮은 손실 때문에 트랜스포머(transformer) 재료로서 예측되었지만 실리콘 강철 시트(sheet)와 같은 종래의 재료에 비해 비용이 높고 Bs가 낮기 때문에 널리 확산되지는 않았다. 또한, 이들 비결정성 합금은 105 K/sec 이상의 냉각 속도를 필요로 하기 때문에, 각각이 실험 레벨에서 최대 약 200㎛ 만의 두께를 갖는 리본을 생성할 수 있을 뿐이다. 따라서, 상기 리본이 자기 코어로 감기거나 자기 코어로 적층되어야 하며, 이는 비결정성 합금의 적용을 극도로 제한한다.
1980년대 후반기 이후로, 금속 유리라 칭해지는 합금 시스템이 개발되기 시작했으며, 그때까지의 비결정성 합금과는 반대로, 결정화 온도의 저온 측에 유리 전이(glass transition)가 관찰되며 과냉각 액체 영역이 나타난다. 상기 과냉각 액체 영역은 유리 구조의 안정성에 관련되는 것으로 고려된다. 따라서, 그와 같은 합금 시스템은 그 전에는 나타나지 않았던 비결정-형성 능력 면에서 탁월하다. 예를 들어, 각각이 약 수 밀리미터의 두께를 갖는 금속 유리 벌크 부재를 생성할 수 있음이 발견된, Ln-Al-TM, Zr-Al-Ni 및 Pd-Cu-Ni-P 기반 합금이 발견되었다. Fe-기반 금속 유리는 1990년대 중반 이후로 발견되었으며, 금속 유리 벌크 부재가 각각 1mm 이상의 두께를 가질 수 있게 하는 조성이 보고되었다. 예를 들어, Fe-(Al, Ga)-(P,C,B,Si)(비특허 문헌 1: Mater. Trans., JIM, 36(1995), 1180), Fe-(Co, Ni)-(Zr, Hf, Nb)-B(비특허 문헌 2: Mater. Trans., JIM, 38(1997), 359; 특허 문헌 1: 일본 특허 출원 공개 공보(JP-A) No. 2000-204452), Fe-(Cr, Mo)-Ga-P-C-B(특허 문헌 2: 일본 특허 출원 공개 공보(JP-A) No. 2001-316782), Fe-Co-RE-B(특허 문헌 3: 일본 특허 출원 공개 공보(JP-A)No. 2002-105607) 등이 개시되어 있다. 그러나, 이들 합금은 각각 종래의 합금에 비해 비결정-형성 능력을 개선하는 반면, 다량의 비자성 원소들을 포함하기 때문에 포화 자속 밀도가 낮다는 문제점이 있다. 상기 비결정-형성 능력 및 자기 속성 둘 다를 만족시키는 것은 어렵다.
Fe-Si-B 및 Fe-P-C와 같이 전형적으로 공지된 비결정 합금은 고 투자율(permeability) 및 저손실 재료로 알려져 있어 트랜스포머 코어, 자기 헤드 등에 적합하다. 그러나, 상기 비결정-형성 능력이 부족하기 때문에, 각각 약 20㎛의 두께를 갖는 리본 및 각각 약 100㎛의 두께를 갖는 와이어 로드(wire rod)만이 상용화되어 있으며, 또한 상기 리본 및 와이어 로드는 적층 또는 권선 자기 코어로 형 성되어야 한다. 따라서, 형상의 자유도가 극도로 작다. 다른 한편, 장래가 촉망되는, 탁월한 연자성 특성을 갖는 저손실 비결정 분말을 더스트 코어(dust core)로 형성함으로써 3차원적 형성이 이루어질 수 있다. 그러나, 상기 비결정-형성 능력은 그와 같은 조성 중 어느 것에 따라도 불충분하기 때문에, 물 분사(water atomization)에 의해 분말을 생성하는 것이 어렵다. 또한, 불순물을 함유하는 저가의 합금철(ferroalloy) 재료 등이 사용되면, 비결정-형성 능력이 저하되어 비결정 균일성을 감소시킴으로써, 연자성 특성을 감소시키게 됨이 예상된다. 또한, Fe-기반 금속 유리의 경우에, 상기 금속 유리 각각의 비결정-형성 능력이 탁월하다 해도, 상기 금속 유리는 다량의 준금속(metalloid) 원소를 함유하는 반면에 철 계통 원소의 함유량이 낮기 때문에, 그의 자기 특성을 동시에 만족시키는 것이 어렵다. 또한, 유리 전이 온도가 높기 때문에, 가열 처리 온도의 증가 등의 문제점이 발생한다.
따라서, 본 발명의 목적은 합금 조성을 선택하고 최적화함으로써, 과냉각 액체 영역을 갖고 비결정-형성 능력 및 연자성이 탁월한 비결정 연자성 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 하나의 목적은 각각 상기와 같은 비결정 연자성 합금을 이용하는 리본, 분말, 고주파수 자기 코어 및 벌크 부재를 제공하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위해 다양한 합금 조성을 연구한 결과, 본 발명자는 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로부터 선택된 한 종류 이상의 원소를 Fe-P-B 기반 합금에 첨가하고 그 조성 성분을 특정함으로써, 비결정-형성 능력이 개선되며 명백한 과냉각 액체 영역이 나타남을 발견하여 본 발명을 완성하였다.
또한, 본 발명자는 Al, Cr, Mo 및 Nb로부터 선택된 하나 이상의 원소와 첨가로 Ti, C, Mn 및 Cu의 원소를 Fe-P-B 기반 합금에 첨가하고 그 조성 성분을 특정하여 더 개선된 합금 조성을 제공함으로써, 비결정-형성 능력이 개선되고 명백한 과냉각 액체 영역이 나타남을 발견하여 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 일 양상에 따르면, (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz의 공식에 의해 표현되는 조성을 갖는 비결정 연자성 합금이 제공되며, 여기서 불가피한 불순물이 함유되고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 여기서 0≤α≤0.98, 2≤w≤16at%, 2≤x≤16at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤8at%이다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySizTipCqMnrCus의 공식에 의해 표현되는 조성을 갖는 비결정 연자성 합금이 제공되며, 여기서 불가피한 불순물이 함유되고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Zr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 여기서 0≤α≤0.3, 2≤w≤18at%, 2≤x≤5at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤4at%이고, p, q, r 및 s는 각각 Fe, TM, P, B, L 및 Si의 총 질량이 100일 때의 첨가 비율(ratio)을 나타내며, 0≤p≤0.3, 0≤q≤0.5, 0≤r≤2 및 0≤s≤1로서 정의되어 있다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금으로 이루어진 비결정 연자성 합금 부재가 제공되어 있다. 상기 비결정 연자성 합금 부재는 0.5 mm 이상의 두께 및 0.15 mm2 이상의 단면적을 갖는다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금으로 이루어진 비결정 연자성 합금 리본이 제공된다. 상기 비결정 연자성 합금 리본은 1 내지 200㎛의 두께를 갖는다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금으로 된 비결정 연자성 합금 분말이 제공된다. 상기 비결정 연자성 합금 분말은 200㎛ 이하(0을 제외)의 입자 크기를 갖는다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상기 비결정 연자성 합금 부재를 기계 가공(machining)함으로써 형성된 자기 코어가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금 리본을 고리 모양으로(annularly) 감아서 형성된 자기 코어가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상기 비결정 연자성 합금 리본을 절연체(insulator)를 통해 고리 모양으로 감아서 형성되는 상술한 자기 코어가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금 리본의 실질적으로 동일한 형상의 피스(piece)를 적층함으로써 형성된 자기 코어가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금 분말을 포함하는 재료 분말과 10 질량% 이하로 첨가된 결합제(binder)의 혼합물을 몰딩(molding)함으로써 형성된 자기 코어가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 자기 코어에 적어도 일 회전(turn)으로 코일을 인가함으로써 형성된 인덕턴스 소자가 제공된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 자기 코어 및 코일을 일체로 몰딩함으로써 형성된 인덕턴스 소자가 제공된다. 상기 인덕턴스 소자에서, 상기 코일은 적어도 일 회전으로 선형 컨덕터(conductor)를 감아서 형성되어 상기 자기 코어에 배치된다.
본 발명의 또 하나의 양상에 따르면, 상술한 비결정 연자성 합금 분말 및 5질량% 이하로 첨가된 결합제로 이루어진 재료 분말의 혼합물을 몰딩함으로써 형성 된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가하여 형성된 인덕턴스 소자가 제공되며, 여기서 상기 자기 코어의 재료 분말의 점적률(space factor)은 50% 이상이다. 상기 인덕턴스 소자에서, 10kHz 이상의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 20 이상이고, 100kHz 이상의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 25 이상이고, 500kHz 이상의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 40 이상이거나, 1MHz 이상의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 50 이상이다.
본 발명의 Fe 비결정 합금 조성을 선택함으로써, 과냉각 액체 영역을 갖고 비결정-형성 능력 및 연자성 특성이 탁월한 합금을 획득할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면, 비결정-형성 능력 및 연자성의 특성이 탁월한 비결정 연자성 합금을 각각 이용하여 리본, 분말, 고주파수 자기 코어 및 벌크 부재를 제공할 수 있다.
본 발명에 따라 합금 조성을 선택하고 최적화함으로써, 과냉각 액체 영역을 갖고 비결정-형성 능력이 탁월한 비결정 연자성 합금을 제공할 수 있다.
본 발명에 의하면, 각각 상기와 같은 비결정 연자성 합금을 이용하는 리본, 분말, 고주파수 자기 코어 및 벌크 부재를 제공할 수 있다.
본 발명은 이하에서 더 상세하게 설명될 것이다.
먼저, 본 발명의 비결정 연자성 합금의 제 1 기본 조성이 설명된다.
본 발명자는, 다양한 연구 결과로서, (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz의 조성 공식을 갖는 합금 조성을 정의하도록 선택함으로써, 자기 특성 및 비결정-형성 능력이 탁월한 경제적인 비결정 연자성 합금이 획득됨을 발견하였으며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, 0≤α≤0.98, 2≤w≤16at%, 2≤x≤16at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤8at%이고, Fe, P, B 및 Si는 철, 인, 붕소 및 실리콘이며, TM은 Co(코발트) 및 Ni(니켈) 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al(알루미늄), V(vanizium), Cr(크롬), Y(이트륨), Zr(지르코늄), Mo(몰리브덴), Nb(니오브), Ta(탄탈) 및 W(텅스텐)으로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 높은 자기 특성 및 탁월한 비결정-형성 능력이 획득될 수 있으며, 상기 조성을 갖는 비결정 합금으로 이루어진 벌크 부재, 엠버(ember), 얇은 리본 및 분말이 상기 합금을 적절하게 이용함으로써 획득될 수 있다.
*예를 들어, 탁월한 비결정 형성 능력을 나타내는 탁월한 성능을 갖는 조성을 구비한 비결정 연자성 합금인 자기 코어는 0.5mm 이상의 두께 및 5mm2 이하의 단면적의 크기를 갖도록 획득될 수 있으며, 상기 크기는 종래에는 없는 것으로 넓은 주파수 대역 또는 광대역에 걸쳐 높은 투자율 및 높은 포화 자속 밀도를 나타낸다.
예를 들어, 상기 조성을 갖는 비결정 자기 리본의 경우에, 유사한 자기 특성을 갖는 자기 코어가 상기 리본을 감아서 획득될 수 있으며, 상기 자기 코어는 그 특성을 더 개선시키기 위해 절연체를 통해 리본을 적층하거나 스택(stack)함으로써 형성된다.
예를 들어, 상기 조성을 갖는 비결정 자기 분말의 경우에, 유사하게 탁월한 특성을 갖는 더스트 코어가 상기 분말과 결합제를 적절하게 혼합하고, 몰딩 다이(die)를 이용하여 몰딩한 후에 산화 처리를 가하거나 분말의 표면에 절연 코팅을 가함으로써 획득될 수 있다.
즉, 본 발명은 (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz의 조성 공식을 갖는 합금 조성을 정의하도록 선택함으로써, 자기 특성 및 비결정-형성 능력이 탁월한 경제적인 비결정 연자성 합금이 획득할 수 있게 하며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, 0≤α≤0.98, 2≤w≤16at%, 2≤x≤16at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤8at%이고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 또한 적절한 형성 방법에 따라 몰딩된 프로덕트(product)에 산화 처리나 절연 코팅을 가하여 획득된 분말을 형성하도록 몰딩 다이 등을 이용하여 더스트 코어가 생성되기 때문에, 종래에는 나타나지 않았던 광 대역에 걸친 탁월한 투자율 특성을 나타내도록 된 고 투자율의 더스트 코어가 획득되며, 결과적으로, 높은 포화 자속 밀도 및 고 비저항을 갖는 연자성 재료로 이루어진 고주파수 자기 코어가 저가로 생성될 수 있다. 또한, 상기 고주파수 자기 코어 주변에 1 회전 이상으로 코일을 감음으로써, 종래에는 없었으며, 산업 분야에서 상당히 유익한 저가 및 고성능 인덕턴스 소자를 생성할 수 있다.
여기서, 본 발명의 제 1 기본 조성의 일 예에 따르면, Fe100 -w-x-yPwBxLy(여기서 Fe는 주된 성분이고, 불가피한 불순물이 함유될 수 있으며, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹의 원소 중 적어도 하나로서 선택되며, 2at%≤w≤16at%, 2at%≤x≤16at% 및 0at%<y≤10at%임)의 공식에 의해 표현된 조성을 갖는 비결정 자기 합금이 제공되며, 상기 비결정 자기 합금은 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하며 과냉각 액체 영역을 갖는다.
본 발명의 제 2 예에 따르면, Fe100 -w-x- yPwBxLySiz의 공식에 의해 표현된 조성을 갖는 비결정 자기 합금이 제공되고, 여기서 Fe는 주된 성분이고, 불가피한 불순물이 함유될 수 있으며, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어지는 그룹의 원소 중 적어도 하나로서 선택되고, 2at%≤w≤16at%, 2at%≤x≤16at%, 0at%<y≤10at% 및 0at%<z≤8at%이며, 상기 비결정 자기 합금은 유리 형성 능력이 탁월하고 연자성 특성 및 과냉각 액체 영역을 갖는다.
본 발명의 제 3 예에 따르면, (Fe1 -αTMα)100-w-x- yPwBxLy의 공식에 의해 표현된 조성을 갖는 비결정 자기 합금이 제공되며, 여기서 Fe는 주된 성분이고, 불가피한 불순물이 함유될 수 있으며, TM은 Co 및 Ni의 원소 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹의 원소 중 적어도 하나로서 선택되며, 0<α≤0.98, 2at%≤w≤16at%, 2at%≤x≤16at%, 0at%<y≤10at%이고, 상기 비결정 자기 합금은 유리 형성 능력이 탁월하고, 연자성 특성 및 과냉각 액체 영역을 갖는다.
본 발명의 제 4 예에 따르면, (Fe1 -αTMα)100-w-x- yPwBxLySiz의 공식에 의해 표현 된 조성을 갖는 비결정 자기 합금이 제공되고, Fe는 주된 성분이고, 불가피한 불순물이 함유될 수 있으며, TM은 Co 및 Ni의 원소 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Mo, Nb, Ta, W, V 및 Cr로 이루어진 그룹의 원소 중 적어도 하나로서 선택되며, 0<α≤0.98, 2at%≤w≤16at%, 2at%≤x≤16at%, 0at%<y≤10at% 및 0at%<z≤8at%이고, 상기 비결정 자기 합금은 유리 형성 능력이 탁월하고, 연자성 특성 및 과냉각 액체 영역을 갖는다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서 조성을 제한하고 과냉각 액체 영역을 갖음으로써 연자성 특성 및 비결정-형성 능력이 개선된다. 본 발명에서, 과냉각 액체 영역이 20℃를 초과할 때, 더 우수한 연자성 특성 및 비결정-형성 능력이 나타난다. 또한, 점성(viscosity)이 상기 과냉각 액체 영역에서 급격하게 감소함으로써, 점성 흐름 변형을 이용하는 기계 가공이 가능하다.
본 발명에 따르면, 전술한 예 중 어느 하나에서, 온도가 상승할 때 520℃ 이하의 유리 전이 시작 온도를 갖는 비결정 연자성 부재가 제공된다.
본 발명에서, 상기 주된 성분 원소는 Fe, P 및 B이며, 유리 전이 온도는 450 내지 500℃이다. 상기 온도는 과냉각 액체 영역을 갖는 종래의 (Fe0 .75Si0 .10B0.15)96Nb4 구성에 비해 약 100℃만큼 더 낮은 값이며, 상기 종래 구성은 비특허 문헌 3(Mat. Trans. 43(2002) pp. 766-769)에 개시되어 있다. 따라서, 가열 처리 온도가 감소하기 때문에 가열 처리가 용이하게 되며, 상기 유리 전이 온도보다 낮은 온도에서도 장시간 동안의 가열 처리에 의해 연자성 특성이 크게 개선될 수 있어, 리본 또는 더스트 코어와 같은 비결정 자기 부재가 구리 와이어, 보빈(bobbin), 수지(resin) 등과 동시에 가열-처리될 수 있다.
이제, 전술한 제 1 기본 조성에서 (TipCqMnrCus)를 더 포함하는 본 발명의 비결정 연자성 합금의 제 2 기본 조성에 대해 설명한다.
본 발명자는 (Fe1 -αTMα)100-w-x- yPwBxLySiz(TipCqMnrCus)의 조성 공식을 갖는 합금 조성을 정의하도록 선택함으로써 자기 특성 및 비결정-형성 능력이 탁월한 비결정 연자성 합금 분말이 획득됨을 발견하였으며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, 0≤α≤0.3, 2≤w≤18at%, 2≤x≤18at%, 15≤w+x≤23at%, 1≤y≤5at% 및 0≤z≤4at%이고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되고, 0≤p≤0.3, 0≤q≤0.5, 0≤r≤2 및 0≤s≤1이고, 여기서 p, q, r 및 s는 각각 Fe, TM, P, B, L, Si의 총 질량이 100인 경우의 첨가 비율을 나타내고, 높은 자기 특성 및 탁월한 비결정-형성 능력이 획득될 수 있으며, 상기 조성을 갖는 비결정 합금으로 이루어진 벌키(bulky), 엠버(ember), 얇은 리본 및 분말이 상기 합금을 적절하게 이용함으로써 획득될 수 있다.
예를 들어, 탁월한 비결정 형성 능력을 나타내는 탁월한 성능을 갖는 조성을 갖는 비결정 연자성 합금인 자기 코어가 0.5mm 이상의 두께 및 5mm2 이하의 단면적의 크기로 획득될 수 있으며, 상기 크기는 종래에는 없던 것으로 넓은 주파수 대역에 걸쳐 고 투자율 및 높은 포화 자속 밀도를 제공한다.
예를 들어, 상기 조성을 갖는 비결정 자기 리본의 경우에, 유사한 자기 특성을 갖는 자기 코어는 리본을 감음으로써 획득될 수 있으며, 자기 코어는 그 특성을 더 개선시키도록 절연체를 통해 리본을 적층시킴으로써 형성된다.
예를 들어, 상기 조성을 갖는 비결정 자기 분말의 경우에 상기 분말과 결합제를 적절하게 혼합하고 몰딩 다이를 이용하여 몰딩한 후에, 분말의 표면에 산화 처리를 가하거나 절연 코팅을 행함으로써 유사하게 탁월한 특성을 갖는 더스트 코어가 획득될 수 있다.
즉, 본 발명은 (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)의 조성 공식을 갖는 합금 조성을 정의하도록 선택함으로써, 자기 특성, 비결정-형성 능력 및 분말 충전 특성이 탁월한, 개선된 비결정 연자성 합금 분말을 획득하게 할 수 있으며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되고, 0≤α≤0.3, 2≤w≤18at%, 2≤x≤18at%, 15≤w+x≤23at%, 1≤y≤5at%, 0≤z≤4at%, 0≤p≤0.3, 0≤q≤0.5, 0≤r≤2 및 0≤s≤1이며, 여기서 p, q, r 및 s는 각각 Fe, TM, P, B, L, Si의 총 질량이 100인 경우의 첨가 비율을 나타내며, 또한 적절한 형성 방법에 따라 몰딩된 프로덕트에 산화 처리 또는 절연 코팅을 가해 획득된 분말을 형성하기 위해 몰딩 다이 등을 이용하여 더스트 코어가 생성되기 때문에, 종래에는 없었던, 넓은 주파수 대역에 걸쳐 탁월한 투자율 특성을 나타내도록 된 고-투자율 더스트 코어가 획득되며, 결과적으로 높은 포화 자속 밀도 및 높은 비저항을 갖는 연자성 재료로 이루어진 고주파수 자기 코어가 저가로 생성될 수 있다.
여기서, 본 발명의 기본 조성 2의 예로서, 비결정-형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하며 과냉각 액체 영역을 갖는 다음의 조성 공식에 의해 표현된 비결정 자기 합금이 제공된다.
즉, 본 발명의 기본 조성 2의 예에 따르면, (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz (TipCqMnrCus)의 조성 공식에 의해 표현된 비결정 연자성 합금이 제공되며, 여기서 TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되고, 0≤α≤0.3, 2≤w≤18, 2≤x≤18, 15≤w+x≤23, 1≤y≤5, 0≤z≤4, 0≤p≤0.3질량%, 0≤q≤0.5, 0≤r≤2 및 0≤s≤1이며, 여기서 p, q, r 및 s는 각각 Fe, TM, P, B, L, Si의 총 질량이 100인 경우의 첨가 비율을 나타내며, Tg(즉, 유리 전이 온도)는 520℃이하이고, Tx(즉, 결정화 시작 온도)는 550℃이하이며, ΔTx = Tx-Tg에 의해 표현된 과냉각 액체 영역이 20℃이상이다.
상기 비결정 연자성 합금은 전술한 조성을 갖으며, Tg(즉, 유리 전이 온도)는 520℃이하이고, Tx(즉, 결정화 시작 온도)는 550℃이하이며, ΔTx = Tx-Tg에 의해 표현된 과냉각 액체 영역이 20℃이상인 것을 특징으로 한다. Tg는 520℃ 이하이기 때문에, 종래 기술보다 낮은 가열 처리 온도에서 어닐링(annealing) 효과가 예측되어, 자석 와이어를 감은 후에 가열 처리를 행할 수 있다. 과냉각 액체 영역이 20℃를 초과할 때, 탁월한 연자성 특성 및 비결정-형성 능력이 나타난다. 또한, 상기 과냉각 액체 영역에서 점성도가 급격하게 감소함으로써 점성 흐름 변형을 이용한 기계 가공이 가능하게 된다.
본 발명에 따르면, 상기 비결정 연자성 합금은 240℃ 이상의 퀴리(Curie) 온도를 갖는 제 1 또는 제 2 기본 조성을 갖는다. 비결정 연자성 합금에서, 상기 자기 특성은 퀴리 온도가 낮은 경우에는 고온에서 열화된다. 따라서, 상기 퀴리 온도는 240℃ 이상으로 제한된다.
또한, 본 발명자는 전술한 기본 조성 1 또는 2를 갖는 비결정 연자성 합금의 분말로 이루어진 고주파수 자기 코어 주변에 일 회전 이상으로 코일을 감음으로써, 종래에는 없었던 저가의 고성능 인덕턴스 소자를 생성할 수 있음을 발견하였다.
또한, 본 발명자는 전술한 기본 조성 1 또는 2의 조성 공식에 의해 표현된 비결정 연자성 금속 분말의 입자 크기를 제한함으로써, 고주파수에서 자기 코어 손실이 더 탁월한 더스트 코어가 획득됨을 발견하였다.
또한, 본 발명자는 권선 코일(wound coil)이 자기 몸체(magnetic body)에 둘러싸인 상태에서 압력 몰딩에 의해 자기 몸체와 권선 코일을 함께 일체화함으로써, 고주파수에서의 큰 전류에 대해 적응된 인덕턴스 소자가 획득된다.
여기서, 상기 합금 분말은 몰딩 프로덕트의 비저항을 증가시키기 위한 몰딩 전에 대기 중에서 열적으로 산화될 수 있으며, 고밀도 몰딩 프로덕트를 획득하기 위한 결합제로서 이용되는 수지의 연화점(softening point) 이상의 온도에서 몰딩될 수 있거나, 몰딩 프로덕트의 밀도를 더 증가시키기 위해 상기 합금 분말의 과냉각 액체 영역에서 몰딩될 수 있다.
구체적으로, 상기 몰딩 프로덕트는 (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz 에 의해 표현된 전술한 기본 조성 1을 갖는 비결정 연자성 합금 분말의 혼합물을 몰딩함으로써 획득되며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, 0<α≤0.98, 2≤w≤16at%, 2≤x≤16at%, 0<y≤10at% 및 0≤z≤8at%이고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, V, Cr, Y, Zr, Mo, Nb, Ta 및 W로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 상기 비결정 연자성 합금 분말에 미리 결정된 량의 질량 비율로 결합제가 첨가된다.
전술한 기본 조성 2를 갖는 비결정 연자성 합금 분말에 관하여, 그 조성 공식은 (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz (TipCqMnrCus)로 표현될 수 있으며, 여기서 불가피한 불순물 원소가 함유되고, 0≤α≤0.3, 2≤w≤18at%, 2≤x≤18at%, 15≤w+x≤23at%, 1≤y≤5at%, 0≤z≤4at%, 0≤p≤0.3질량%, 0≤q≤0.5질량%, 0≤r≤2질량% 및 0≤s≤1질량%이며, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택된다.
여기서, 본 발명의 상기 비결정 연자성 금속 분말의 합금 조성의 각각의 성분이 상세하게 설명된다.
주된 성분인 Fe는 자화를 담당하는 원소이며 높은 포화 자속 밀도를 획득하기 위해 필수적인 성분이다. Fe의 일부는 TM에 의해 표현된 Co 또는 Ni로 교체될 수 있다. Co의 경우에, 그 함유량은 높은 포화 자화 밀도가 요구될 경우에 바람직하게는 0.05 이상 0.2 이하이다. 반면에, Ni의 경우에는 상기 Ni의 첨가가 과냉각 액체 영역을 증가시키는 반면에 Bs를 감소시키므로, 그 함유량은 바람직하게는 0.1 이하이다. 재료 비용을 절감하는 관점에서, 고비용인 Co나 Ni를 첨가하지 않는 것이 바람직하다.
P는 본 발명에서 필수적인 원소이고, 그 함유량은 2at% 이상 18at%이하이지만, Ti, C, Mn 및 Cu가 첨가될 때는 16at% 이하이다. P의 함유량을 2at% 이상 18at% 이하 또는 16at% 이하로 결정하는 이유는 P의 함유량이 2at% 미만일 때 상기 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하는 반면, 상기 P의 함유량이 18at% 또는 16at%를 초과하는 경우에는 퀴리 온도, 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하기 때문이다. P의 함유량은 2at% 이상 12at% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.
B는 본 발명에 필수적인 원소이고, 그 함유량은 2at% 이상 18at% 이하이지만, Ti, C, Mn 및 Cu가 첨가될 때는 16at% 이하이다. B의 함유량을 2at% 이상 18at% 이하 또는 16at% 이하로 결정하는 이유는 B의 함유량이 2at% 미만일 때, 퀴리 온도, 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하는 반면, B의 함유량이 18at% 또는 16at%를 초과할 때, 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하기 때문이다. 상기 B의 함유량은 6at%이상 16at% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.
Ti, C, Mn 및 Cu가 첨가될 때, P와 B의 함유량의 합계는 15at% 이상 23at% 이하이다. 상기 P와 B의 함유량의 합계를 15at% 이상 23at% 이하로 결정하는 이유는 상기 합계가 15at% 미만이거나 23at%를 초과할 경우에, 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하기 때문이다. 상기 P와 B의 함유량의 합계는 바람직하게 는 16at% 이상 22at% 이하이다.
L은 Fe-P-B 합금의 비결정-형성 능력을 상당히 개선시키는 원소이며, 그 함유량은 10at% 이하이지만 Ti, C, Mn 및 Cu가 첨가될 때는 5at%이하이다. 본 발명에서 L의 함유량을 10at%이하 또는 5at%이하로 결정하는 이유는 상기 L의 함유량이 10at% 또는 5at%를 초과할 때, 상기 포화 자속 밀도 및 퀴리 온도가 극도로 감소하기 때문이다. L의 함유량을 1% 또는 0%를 초과하는 것으로 결정하는 이유는 상기 L의 함유량이 1% 미만 또는 0%인 경우에 비결정 상(phase)이 형성될 수 없기 때문이다.
Si는 Fe-P-B 합금의 P 및 B에 대해 치환될 수 있는 원소이고, 비결정-형성 능력을 개선시키며, 그 함유량은 8at%이하이지만, Ti, C, Mn 및 Cu가 첨가될 때는 4at%이하이다. 상기 Si의 함유량을 8at%이하 또는 4at%이하로 결정하는 이유는, 상기 Si의 함유량이 8at% 또는 4at%를 초과할 때 상기 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 상승하는 반면, 과냉각 액체 영역 및 비결정-형성 능력이 감소하기 때문이다.
Ti, Mn 및 Cu는 상기 합금의 부식 내성(resistance)을 개선시키기 위해 효과적인 원소이다. Ti의 함유량을 0.3질량% 이하로 결정하는 이유는, 상기 Ti의 함유량이 0.3질량%를 초과할 때, 상기 비결정-형성 능력이 극도로 감소하기 때문이다. 상기 Mn의 함유량을 2질량% 이하로 결정하는 이유는 상기 Mn의 함유량이 2질량%를 초과할 때, 포화 자속 밀도 및 퀴리 온도가 극도로 감소하기 때문이다. Cu의 함유량을 1질량% 이하로 결정하는 이유는 상기 Cu의 함유량이 1질량%를 초과할 때, 상 기 비결정-형성 능력이 극도로 감소하기 때문이다. C는 상기 합금의 퀴리 온도를 개선시키는데 효과적인 원소이다. 상기 C의 함유량을 0.5질량% 이하로 결정하는 이유는 상기 C의 함유량이 0.5질량%를 초과할 때, 상기 비결정-형성 능력이 Ti의 경우와 마찬가지로 극도로 감소하기 때문이다.
상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사 방법 또는 가스 분사 방법에 의해 생성되며, 바람직하게는 적어도 50% 이상이 10㎛ 이상이 되는 입자 크기를 갖는다. 상기 비결정 연자성 합금 분말의 적어도 50%가 3㎛ 보다 큰 입자 크기를 갖는다. 특히 물 분사 방법은 저가로 대량의 합금 분말을 제조하는 방법으로서 확립되어 있으며, 상기 분말이 상기 물 분사 방법에 의해 제조될 수 있는 것은 산업상 상당히 유용하다. 그러나, 종래의 비결정 조성의 경우에, 10㎛ 이상의 입자 크기를 갖는 합금 분말이 결정화되어 그 자기 특성이 극도로 저하되며, 결과적으로 제품 산출량이 극도로 낮아지게 되어 산업화가 저해된다. 반면에, 본 발명의 비결정 연자성 금속 분말의 합금 조성은 상기 입자 크기가 150㎛ 이하일 때 용이하게 비결정화되기 때문에, 프로덕트 생산율이 높아서 비용의 관점에서 매우 유용하다. 게다가, 상기 물 분사 방법에 의해 생성된 합금 분말은 이미 분말 표면상에 적절한 산화물 막으로 형성되기 때문에, 높은 비저항을 갖는 자기 코어가 상기 합금 분말에 수지를 혼합하고 몰딩된 프로덕트를 형성함으로써 용이하게 획득된다. 상기 물 분사 방법에 의해 생성된 합금 분말 및 본 명세서에서 설명된 가스 분사 방법에 의해 생성된 합금 분말 중 어느 하나에 관하여, 상기 합금 분말이 그의 결정화 온도 이하의 온도 조건하에서 대기 중에서 가열-처리되는 경우에, 더 우수한 산화물 막이 형 성되어 상기와 같은 합금 분말로 이루어진 자기 코어의 비저항을 증가시킬 수 있는 효과가 있다. 이는 자기 코어의 코어 손실을 감소시킬 수 있다. 반면에, 고주파수 인덕턴스 소자에 관하여는, 미세 입자 크기의 금속 분말을 이용함으로써 와류(eddy current) 손실이 감소할 수 있음이 공지되어 있다. 그러나, 종래에 공지된 합금 조성의 경우에, 상기 중심 입자 크기, 즉 평균 입자 크기가 30㎛ 이하로 될 때, 상기 분말은 생성 동안 상당히 산화되기 때문에, 일반적인 물 분사 장치에 의해 생성된 분말로 미리 결정된 특성을 획득하는 것이 어렵다는 결함이 있다. 반면에, 비결정 연자성 금속 분말은 합금 부식 내성 측면에서 탁월하기 때문에, 소량의 산소로 탁월한 특성을 갖는 분말이 입자 크기의 미세한 경우에도 비교적 용이하게 제조될 수 있다는 장점이 있다.
기본적으로, 고주파수 자기 코어는 10질량% 이하의 양으로 실리콘 수지와 같은 결합제를 상기 비결정 연자성 금속 분말에 혼합하고 몰딩 다이를 이용하여 몰딩된 프로덕트를 획득하거나 몰딩에 의해 생성된다.
몰딩 프로덕트는 몰딩 다이에서, 상기 비결정 연자성 금속 분말과 5% 이하의 중량으로 첨가된 결합제의 혼합물을 압축-몰딩함으로써 획득될 수 있다. 이 경우에, 상기 몰딩 프로덕트는 70% 이상의 분말 충전 비율, 1.6x104A/m의 자기장이 인가될 때 0.4T 이상의 자속 밀도 및 1Ω·cm 이상의 비저항을 갖는다. 상기 자속 밀도가 0.4T 이상이고 비저항이 1Ω·cm 이상일 때, 몰딩 프로덕트는 페라이트(ferrite) 자기 코어보다 우수한 특성을 갖으므로 유용성이 증대된다.
또한, 몰딩 프로덕트는 결합제의 연화점과 같거나 더 높은 온도 조건하에서의 몰딩 다이에서, 비결정 연자성 금속 분말과 3% 이하의 중량으로 첨가된 결합제의 혼합물을 압축-몰딩함으로써 획득될 수 있다. 이 경우에, 몰딩 프로덕트는 80% 이상의 분말 충전 비율, 1.6x104A/m의 자기장이 인가될 때 0.6T 이상의 자속 밀도 및 0.1Ω·cm 이상의 비저항을 갖는다. 상기 자속 밀도가 0.6T 이상이고 비저항이 0.1Ω·cm 이상일 때, 상기 몰딩 프로덕트는 현재 상업화된 더스트 코어보다 우수한 특성을 갖으므로 유용성이 더 증가한다. 또한, 몰딩 프로덕트는 비결정 연자성 금속 분말의 과냉각 액체 영역의 온도 범위에서, 상기 비결정 연자성 금속 분말과 1% 이하의 중량으로 첨가된 결합제의 혼합물을 압축-몰딩함으로써 획득될 수 있다. 이 경우에, 상기 몰딩 프로덕트는 90% 이상의 분말 충전 비율, 1.6x104A/m의 자기장이 인가될 때 0.9T 이상의 자속 밀도 및 0.01Ω·cm 이상의 비저항을 갖는다. 상기 자속 밀도가 0.9T 이상이고 상기 비저항이 0.01Ω·cm 이상일 때, 상기 몰딩 프로덕트는 실용적인 사용 범위에서 비결정 및 고-실리콘 강철 시트의 적층 코어와 실질적으로 동일한 자속 밀도를 나타낸다. 그러나, 상기 몰딩 프로덕트는 히스테리시스(hysterisis) 손실이 더 작고 그 높은 비저항에 대응하여 코어 손실 특성이 훨씬 더 뛰어나기 때문에, 자기 코어로서의 유용성이 더 증가한다.
게다가, 몰딩 후에 퀴리 온도와 같거나 더 높은 온도 조건하에서 고주파수 자기 코어로서 이용되는 전술한 몰딩 프로덕트의 각각에 변형 제거 가열 처리로서 가열 처리가 가해지면, 상기 코어 손실은 더 감소하며 자기 코어로서의 유용성이 더 증가한다.
본 발명의 기본 조성 1 또는 2를 갖는 비결정 연자성 합금으로부터 생성된 분말에서, Tg(즉, 유리 전이 온도)는 520℃ 이하이고, Tx(즉, 결정화 시작 온도)가 550℃ 이하이며, ΔTx = Tx-Tg에 의해 표현된 과냉각 액체 영역이 20℃ 이상이다. Tg가 520℃ 이하이기 때문에, 종래보다 낮은 가열 처리 온도에서의 어닐링 효과가 예상되어, 자석 와이어를 감은 후에 가열 처리를 수행할 수 있다. 상기 과냉각 액체 영역이 20℃를 초과할 때, 탁월한 연자성 특성 및 비결정-형성 능력이 나타난다. 또한, 상기 과냉각 액체 영역에서 점성도가 급격하게 감소함으로써, 점성 흐름 변형을 이용한 기계 가공이 가능해진다.
또한, 본 발명은 1kHz의 주파수에서 5000 이상의 초기 투자율을 갖는 비결정 연자성 리본일 수 있다. 더욱이, 본 발명은 0.5mm 이상의 두께 및 0.15mm2 이상의 단면적을 갖는 비결정 벌크 자기 부재로서 형성될 수 있다.
여기서, 본 발명에 따르면, 상술한 바와 같이 조성을 선택 및 최적화함으로써, 금속 몰드 캐스팅(casting) 방법에 의해, 1.5mm의 지름을 갖고 종래의 비결정 리본에 비해 훨씬 더 높은 비결정-형성 능력을 갖는 비결정 벌크 자기 부재를 생성할 수 있으며, 이에 의해 리본의 적층 또는 분말의 압축 몰딩과는 다른 자기 코어의 벌크 부재를 형성할 수 있다.
필요에 따라 자기 경로의 일부분에 갭(gap)을 형성하고 상기와 같은 고주파수 자기 코어 주변에 일 회전 이상으로 코일을 감음으로써, 높은 자기장에서 높은 자기 투자율을 나타내는 탁월한 특성을 갖는 프로덕트로서의 인덕턴스 소자를 제조할 수 있다.
이제, 본 발명은 도면을 참조하여 더 상세하게 설명된다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 고주파수 자기 코어(1)의 기본 구조에 따른 일 예가 도시되는데, 상기 고주파수 자기 코어(1)는 전술한 비결정 연자성 합금 분말을 이용하여 고리 모양 플레이트(annular plate) 형상으로 형성된 상태로 있다.
도 2를 참조하면, 상기 고주파수 자기 코어(1) 주변에 코일(3)을 감아서 형성된 인덕턴스 소자(10)가 도시되며, 여기서 상기 코일(3)은 상기 기계 가공 플레이트 형상 고주파수 자기 코어(1) 주변에 미리 결정된 횟수로 감겨있으며, 이에 의해 리드(lead)가 늘어난(drawn-out) 부분(3a 및 3b)을 갖는 인덕턴스 소자(10)를 형성한 상태로 되어 있다.
도 3을 참조하면, 본 발명의 고주파수 자기 코어(1)의 기본 구조에 따른 또 하나의 예가 도시되며, 여기서 상기 고주파수 자기 코어(1)는 전술한 비결정 연자성 합금 분말을 이용하여 기계 가공 플레이트 형상으로 형성된 후에 그 자기 경로의 일부분에 갭(2)이 형성된 상태로 되어 있다.
도 4를 참조하면, 갭(2)을 갖는 고주파수 자기 코어(1) 주변에 코일(3)을 감음으로써 형성된 인덕턴스 소자(20)가 도시되며, 여기서 상기 코일(3)은 상기 갭(2)을 갖는 기계 가공 플레이트 형상 고주파수 자기 코어(1) 주변에 미리 결정된 횟수로 감겨있어, 리드가 늘어난 부분(3a 및 3b)을 갖는 인덕턴스 소자(20)를 형성하는 상태로 되어 있다.
종래에는 없었던, 고주파수에서 극도로 저손실 특성을 나타내는 탁월한 성능을 갖는 더스트 코어는, 전술한 비결정 금속 조성 및 체 크기(sieve size)로 45㎛ 이하의 최대 입자 크기 및 30㎛ 이하의 중심 입자 크기를 갖는 비결정 연자성 금속 분말과 10% 이하의 중량으로 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 획득된다. 코일을 그와 같은 더스트 코어에 인가함으로써, Q 특성이 탁월한 인덕턴스 소자가 획득된다. 또한, 감겨있는 코일이 자기 몸체에 둘러싸인 상태에서 압축 몰딩에 의해 자기 몸체와 감겨있는 코일을 함께 일체화함으로써, 고주파수에서 큰 전류에 대해 적응되는 인덕턴스 소자가 획득된다.
상기 분말 입자 크기를 정의하는 특별한 이유는 상기 최대 입자 크기가 체 크기로 45㎛를 초과하는 경우에, 고주파수 영역에서의 Q 특성이 저하되며, 또한 중심 입자 크기가 30㎛ 이하가 아닌 경우에 500kHz 이상의 Q 특성이 40을 초과하지 않기 때문이다. 또한, 중심 입자 크기가 20㎛ 이하가 아니면, 1MHz 이상에서의 Q 값(1/tanδ)이 50 이상이 되지 않는다. 상기 비결정 연자성 합금 분말의 합금 자체의 비저항이 종래의 재료에 비해 약 2배 내지 10배가 더 높기 때문에, 동일한 입자 크기에서의 상기 Q 특성이 더 높아져 유용하다. Q 특성이 동일한지 여부가 중요하지 않으면, 분말 제조 비용은 유용한 입자 크기 범위를 증가시킴으로써 감소할 수 있다.
도 5를 참조하면, 본 발명의 고주파수 인덕턴스 소자(103)의 기본 구조에 따른 또 하나의 예가 도시되며, 여기서 상기 인덕턴스 소자(103)는 감겨있는 코일(6)이 자기 몸체(8)에 둘러싸인 상태에서 압축 몰딩에 의해, 전술한 비결정 연자성 합 금 분말로 이루어진 권선 코일 요소(7) 및 자기 몸체(8)를 일체화함으로써 형성된 상태로 되어 있다. 숫자 "5"는 상기 권선 코일(6)로부터 연장되는 코일이 늘어난 부분을 나타낸다.
*본 발명에서, "비결정"은 통상적인 X-선 회절법에 의해 리본 또는 분말의 표면을 측정함으로써 획득된 X-선 회절(XRD) 프로파일이 넓은 피크(broad peak)만을 나타내는 상태를 표현한다. 반면에, 결정 상(crystal phase)에 기인하는 날카로운 피크(sharp peak)가 나타날 때, 이는 "결정 상"으로 판정된다.
본 발명에서, 비결정 상태의 리본 또는 분말이 Ar 가스 분위기와 같은 불활성 분위기에서 온도가 상승하면, 상기 온도 상승 동안 유리 전이 현상이 나타난 후에 결정화 현상이 발생한다. 상기 유리 전이 현상의 시작 온도는 유리 전이 온도(Tg)로서 주어지고, 상기 유리 전이 온도(Tg)와 결정화 온도(Tx) 사이의 온도 범위는 과냉각 액체 영역(Tx-Tg)으로 주어진다. 상기 유리 전이 온도, 결정화 온도 및 과냉각 액체 영역은 가열 속도가 40K/min로 설정된 조건하에서 평가되었다.
[실시예]
이하에서, 본 발명은 실시예들의 관점에서 상세하게 설명된다.
(실시예 1 내지 15)
Fe, P, B, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Mo, Ta 및 W의 순수 금속 재료가 미리 결정된 합금 조성에 따라 각각 중량이 측정되고 배출 후에 챔버의 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열함으로써 용해됨으로써, 마더 합금(mother alloy)을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금을 이용함으로써, 20㎛ 및 200㎛의 두께를 각각 갖는 리본이 회전 속도(revolution speed)를 조정함으로써 단일-롤(single-roll) 방법을 이용하여 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후에, 단일-롤 방법에 의해 20㎛ 및 200㎛ 리본으로 형성되었다.
상기 200㎛ 리본의 각각에 대해, 구리 롤과 접촉하지 않는 최저 냉각 속도를 갖는 자유 응고된 표면은 X-선 회절법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일을 획득하며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타내면 "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않은 경우에는 "결정 상"으로 판정된다. 또한, 상기 20㎛ 리본을 이용하면, 시차 주사열법(differential scanning calorimeter: DSC)에 의해 열적 특성이 평가되었다. 그에 따르면, 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 측정되며, 상기 유리 전이 온도 및 결정화 온도로부터 과냉각 액체 영역이 계산되었다. 상기 자기 특성에 대하여, 20㎛ 리본은 권선 자기 코어로 형성된 후, 초기의 투자율이 임피던스 분석기에 의해 측정되었으며 보자력(coercive force)이 dc B-H 추적기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플이 5분 동안 유리 전이 온도에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다. 유리 전이 온도를 갖지 않는 샘플은 5분 동안 결정화 온도보다 30℃ 낮은 온도에서 각각 가열-처리되었다.
표 1
Figure 112008040585914-PAT00001
표 1에 도시된 바와 같이, 실시예 1 내지 15의 합금 조성물이 본 발명의 조성 범위내에 있기 때문에, 상기 합금 조성물은 각각 과냉각 액체 영역을 갖고, 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 도 6은 서로 다른 두께를 갖는 Fe78P8B10Mo4 리본의 XRD 결과를 나타낸다. 도 6으로부터, X-선 회절 프로파일이 최대 200㎛의 넓은 피크만을 도시하므로 "비결정 상"을 나타냄을 알 수 있다. 이는 다른 실시예에도 적용된다. 실용적인 관점에서, 1㎛ 이하의 두께를 갖는 리본을 생성하는 것은 어렵다. 반면에, 비교 예 2, 4 및 5는 과냉각 액체 영역을 갖지 않으며, 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 좋지 않다. 비교 예 1 및 3은 각각 비록 작아도 과냉각 액체 영역을 갖지만, 유리 형성 능력이 낮고, 200㎛ 이상의 두께를 갖는 리본을 생성할 수 없다.
(실시예 16 내지 24)
순수 금속 재료 Fe, P, B, Al, V, Cr, Nb, Mo, Ta, W 및 Si는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20㎛ 및 200㎛의 두께를 갖는 리본은 회전 속도를 조정함으로써 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
200㎛ 리본의 각각에 대해, 구리 롤과 접촉하지 않은 최저 냉각 속도를 갖는 자유 응고 표면은 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일을 획득하며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때, "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않으면 "결정 상"으로 판정되었다. 또한, 20㎛ 리본을 이용하면, 열적 특성이 DSC에 의해 평가되었다. 그에 따라, 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 측정되며 과냉각 액체 영역이 그로부터 계산되었다. 상기 자기 특성에 관하여, 20㎛ 리본이 권선 자기 코어로 형성된 후에, 초기 투자율이 임피던스 분석기에 의해 측정되며, 보자력이 dc B-H 추적기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플은 5분간 유리 전이 온도에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다. 유리 전이 온도를 갖지 않는 샘플은 각각 5분간 결정화 온도로부터 30℃만큼 낮은 온도로 가열-처리되었다.
표 2
Figure 112008040585914-PAT00002
표 2에 도시된 바와 같이, 실시예 16 내지 24의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 상기 조성은 각각 과냉각 액체 영역을 갖으며, 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비교 예 6은 과냉각 액체 영역을 갖지 않으며 유리 형성 능력이 낮기 때문에, 200㎛ 이상의 두께를 갖는 리본을 생성할 수 없으며, 또한 비교 예 6은 연자성 특성이 좋지 않다.
(실시예 25 내지 29)
순수 금속 재료 Fe, Co, Ni, P, B 및 Mo는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20㎛ 및 200㎛의 두께를 갖는 리본은 회전 속도를 조정함으로써 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
200㎛ 리본의 각각에 대해, 구리 롤과 접촉하지 않은 최저 냉각 속도를 갖는 자유 응고 표면은 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일을 획득하며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때, "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않으면 "결정 상"으로 판정되었다. 또한, 20㎛ 리본을 이용하면, 열적 특성이 DSC에 의해 평가되었다. 그에 따라, 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 측정되며 과냉각 액체 영역이 그로부터 계산되었다. 상기 자기 특성에 관하여, 20㎛ 리본이 권선 자기 코어로 형성된 후에, 초기 투자율이 임피던스 분석기에 의해 측정되며, 보자력이 dc B-H 추적기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플은 5분간 유리 전이 온도에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다. 유리 전이 온도를 갖지 않는 샘플은 각각 5분간 결정화 온도로부터 30℃만큼 낮은 온도로 가열-처리되었다.
표 3에 도시된 바와 같이, 실시예 25 내지 29의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위내에 있기 때문에, 상기 조성은 각각 과냉각 액체 영역을 갖으며, 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비록 비교 예 7은 과냉각 액체 영역을 갖고 유리 형성 능력이 탁월하지만, 실온에서 자성을 나타내지 않는다.
표 3
Figure 112008040585914-PAT00003
(실시예 30 내지 33)
순수 금속 재료 Fe, Co, Ni, P, B, Mo 및 Si는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20㎛ 및 200㎛의 두께를 갖는 리본이 회전 속도를 조정함으로써 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
200㎛ 리본의 각각에 대해, 구리 롤과 접촉하지 않은 최저 냉각 속도를 갖는 자유 응고 표면이 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일을 획득하며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때, "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않으면 "결정 상"으로 판정되었다. 또한, 20㎛ 리본을 이용하면, 열적 특성이 DSC에 의해 평가되었다. 그에 따라, 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 측정되며 과냉각 액체 영역이 그로부터 계산되었다. 상기 자기 특성에 관하여, 20㎛ 리본이 권선 자기 코어로 형성된 후에, 초기 투자율이 임피던스 분석기에 의해 측정되며, 보자력이 dc B-H 추적기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플은 5분간 유리 전이 온도에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다. 유리 전이 온도를 갖지 않는 샘플은 각각 5분간 결정화 온도로부터 30℃만큼 낮은 온도로 가열-처리되었다.
표 4
Figure 112008040585914-PAT00004
표 4에 도시된 바와 같이, 실시예 30 내지 33의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위내에 있기 때문에, 상기 조성은 각각 과냉각 액체 영역을 갖으며, 유리 형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비록 비교 예 8은 과냉각 액체 영역을 갖고 유리 형성 능력이 탁월하지만, 실온에서 자성을 나타내지 않는다.
(실시예 34 내지 36)
순수 금속 재료 Fe, P, B, Al, Nb 및 Mo는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 비결정 연자성 분말이 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후에, 물 분사 방법에 의해 비결정 연자성 분말로 형성되었다.
획득된 비결정 연자성 분말은 각각 200㎛ 이하의 입자 크기로 분류된 후에 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일이 획득되며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때 "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않은 경우에는 "결정 상"으로 판정되었다.
표 5
Figure 112008040585914-PAT00005
표 5에 도시된 바와 같이, 실시예 34 내지 36의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위내에 있기 때문에, 물 분사 방법에 의해 비결정 연자성 분말을 생성할 수 있다. 도 7은 분류를 통해 서로 다른 입자 크기를 갖는 Fe78P8B10Mo4 분말의 XRD 결과를 나타낸다. 도 7로부터 알 수 있는 바와 같이, X-선 회절 프로파일은 최대 200㎛의 넓은 피크만을 도시하므로, "비결정 상"을 나타낸다. 이는 또한 다른 실시예들에도 적용된다. 반면에, 비교 예 9는 유리 형성 능력을 갖지 않으므로, 획득된 분말은 결정 상이다. 상기 비교 예 9에서는 비결정 연자성 분말을 획득할 수 없다.
(실시예 37 내지 60)
Fe, Co, Ni, Fe-P, Fe-B, Fe-Si, Al, Fe-V, Fe-Cr, Y, Zr, Fe-Nb, Fe-Mo, Ta, W, Ti, C, Mn 및 Cu는 미리 결정된 합금 조성에 따라 각각 중량 측정되며 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금 을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20㎛ 및 200㎛의 두께를 갖는 리본이 회전 속도를 조정함으로써 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후, 단일-롤 방법에 의해 20㎛ 및 200㎛ 리본으로 형성되었다.
상기 200㎛ 리본의 각각에 관하여, 구리 롤과 접촉하지 않은 최저 냉각 속도를 갖는 자유 응고 표면이 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일을 획득하며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때, "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않은 경우에는 "결정 상"으로 판정되었다. 또한, 20㎛ 리본을 이용하면, 열적 특성이 DSC에 의해 평가되었다. 그에 따라, 유리 전이 온도 및 결정화 온도가 측정되며 과냉각 액체 영역이 그로부터 계산되었다. 상기 자기 특성에 관하여, 20㎛ 리본이 사용되어 상기 리본의 포화 자속 밀도가 진동 샘플 자력계(vibrating sample magnetometer: VSM)를 이용하여 측정되었다.
표 6-1
Figure 112008040585914-PAT00006
표 6-2
Figure 112008040585914-PAT00007
표 6-1 및 표 6-2에 도시된 바와 같이, 실시예 37 내지 60의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 상기 합금 조성은 각각 과냉각 액체 영역을 갖고 비결정-형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비교 예 10, 11, 12, 13, 14, 15, 17 및 20은 작은 과냉각 액체 영역을 갖거나 과냉각 액체 영역을 갖지 않으며 비결정-형성 능력이 좋지 않다. 비교 예 16, 18 및 19는 비결정-형성 능력이 양호하지만 Tc 및 Bs가 낮다. 비교 예 15에서, 과냉각 액체 영역이 작고, 비결정-형성 능력이 불량하며, 또한 유리 전이 온도가 높다.
(실시예 61 내지 70)
재료 Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되며, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 50㎛의 두께를 갖는 리본이 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후, 단일-롤 방법에 의해 50㎛ 리본으로 형성되었다.
부식 속도가 각각의 리본에 대해 검사되었다. 상기 50㎛ 리본은 통상의 NaCl용액에 넣어져, 중량의 변화가 검사되었으며, 상기 부식 속도는 표면적 및 시간으로부터 계산되었다. 그 결과는 표 7에 도시된다.
표 7에 도시된 바와 같이, 실시예 61 내지 70의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 상기 합금 조성은 부식 내성이 탁월한데, 즉 부식 속도가 낮다. 반면에, 비교 예 21은 부식 내성이 불량한데, 즉 부식 속도가 크다.
표 7
Figure 112008040585914-PAT00008
(실시예 71 내지 73)
재료 Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되며, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20㎛의 두께를 갖는 리본이 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후, 단일-롤 방법에 의해 20㎛ 리본으로 형성되었다.
상기 20㎛ 리본은 각각 권선 자기 코어로 형성되며, 그 위에 포갠 부분이 본딩되고 그 사이에 삽입된 실리콘 수지에 의해 절연된 후에, 초기의 투자율이 임피던스 분석기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플이 60분간 350℃로 Ar 분 위기에서 가열-처리되었다. 반면에, METGLAS 2605-S2로 이루어진 샘플은 60분간 425℃로 가열-처리되었다.
표 8
Figure 112008040585914-PAT00009
표 8에 도시된 바와 같이, 실시예 71 내지 73의 합금 조성은 본 발명의 조성 범위내에 있기 때문에, 상기 합금 조성은 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비교 예 22는 연자성 특성이 불량하다.
(실시예 74 내지 78)
재료 Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되며, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 각각 20 내지 170㎛의 두께를 갖는 리본이 회전 속도를 조정함으로써 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후, 단일-롤 방법에 의해 20㎛ 리본으로 형성되었다.
각 리본의 조각은 적층되어 1mm의 폭, 16mm의 길이 및 1mm의 두께를 갖는 적측형 자기 코어를 형성하였다. 상기 리본 조각은 함께 본딩되어 그 사이에 삽입된 실리콘 수지에 의해 서로로부터 절연되었다. 1200-회전 코일을 상기 적측형 자기 코어의 각각에 적용함으로써 Ls 및 Q는 임피던스 분석기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플은 60분간 350℃로 Ar 분위기에서 가열-처리되었다. 반면에, METGLAS 2605-S2로 이루어진 샘플은 60분간 425℃로 가열-처리되었다. 상기 샘플의 측정 결과는 표 9에 도시되어 있다.
표 9
Figure 112008040585914-PAT00010
표 9에 도시된 바와 같이, 실시예 74 내지 78의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 상기 합금 조성이 고주파수에서 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비교 예 23은 150㎛를 초과하는 두께를 갖기 때문에, 고주파수에서의 특성은 와류 손실로 인하여 불량하다. 또한, 본 발명의 조성 범위 밖의 조성을 갖는 비교 예 24는 고주파수에서 연자성 특성이 불량하다.
(실시예 79 내지 82)
재료 Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 분말이 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
비교를 위해, 상업화된 METGLAS 2605-S2와 동일한 조성을 갖는 마더 합금이 고주파수 가열에 의해 생성된 후에, 물 분사 방법에 의해 분말로 형성되었다.
획득된 비결정 연자성 분말은 각각 200㎛ 이하의 입자 크기로 분류된 후에 X-선 회절 방법을 이용하여 측정됨으로써, X-선 회절 프로파일이 획득되며, 상기 획득된 X-선 회절 프로파일이 넓은 피크만을 나타낼 때 "비결정 상"으로 판정되는 반면, 그렇지 않은 경우에는 "결정 상"으로 판정되었다.
표 10
Figure 112008040585914-PAT00011
표 10에 도시된 바와 같이, 실시예 79 내지 82의 합금 조성이 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 물 분사 방법에 의해 비결정 연자성 분말을 생성할 수 있다. 반면에, 비교 예 25 및 26은 유리 형성 능력을 갖지 않으므로 획득된 분말은 결정 상이다. 상기 비교 예에서는 비결정 연자성 분말을 획득할 수 없다.
(실시예 83 내지 86)
재료 Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후에 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 비결정 연자성 분말이 물 분사 방법에 의해 생성되었다. 상기 분말은 각각 용매에서 용해된 5질량% 실리콘 수지와 혼합되어 과립화된 후에, 980MPa(10 ton/cm2) 하에서 각각 압축됨으로써, 18mm의 외부 지름, 12 mm의 내부 지 름 및 3mm의 두께를 갖는 더스트 코어로 되었다.
비교를 위해, 물 원자화에 의해 생성된 Fe 분말, Fe-Si-Cr 분말 및 센더스트(Sendust) 분말은 또한 용매에서 용해된 5질량% 실리콘 수지와 각각 혼합되어 과립화된 후에, 980MPa(10 ton/cm2) 하에서 각각 압축됨으로써, 18mm의 외부 지름, 12 mm의 내부 지름 및 3mm의 두께를 갖는 더스트 코어로 되었다.
획득된 더스트 코어에 관하여, 초기 투자율은 임피던스 분석기에 의해 측정되며, Fe 손실 및 밀도가 ac B-H 분석기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플이 60분간 350℃로 Ar 분위기로 가열-처리되었다. 반면에, Fe 분말 및 Fe-Si-Cr 분말로 이루어진 샘플은 60분간 500℃로 가열-처리된 한편, 센더스트 분말로 이루어진 샘플은 60분간 700℃로 가열-처리되었다. 상기 측정된 초기 투자율, 손실 및 밀도는 표 11에 도시되어 있다.
표 11
Figure 112008040585914-PAT00012
표 11에 도시된 바와 같이, 실시예 83 내지 86의 비결정 연자성 분말로 이루어진 더스트 코어가 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 그 손실은 매우 낮다. 반면에, 비교 예 27은 Fe 분말로 이루어진 더스트 코어가 있는 한편, 상기 밀도가 높으며, 초기 투자율 및 고주파수에서의 손실은 극도로 악화된다. 또한, 비교 예 28 및 29에서, 상기 손실은 매우 심각하다.
(실시예 87 내지 110)
먼저, 분말 생성 과정으로서 순수 금속 원소 재료인 Fe, Co, Ni, P, B, Si, Mo, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta 및 W는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금의 사용에 의해, 다양한 연자성 합금 분말이 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
그 후에, 몰딩 프로덕트 생성 과정에 따라, 획득된 합금 분말이 각각 45㎛ 이하의 입자 크기로 각각 분류된 다음에 4 질량%의 결합제로서의 실리콘 수지와 혼합되며, 그 후에 27mm의 외부 지름 및 14mm의 내부 지름을 갖는 그루브(groove)를 구비한 몰딩 다이를 이용하여, 상기 분말이 실온에서 1.18GPa(약 12t/cm2)의 압력이 각각 가해져 5mm의 높이를 갖음으로써, 각각 몰딩된 프로덕트를 획득한다.
또한, 상기 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황(curing) 후에, 상기 몰딩 프로덕트의 중량 및 크기가 측정되고, 적절한 수의 회전을 각각 갖는 코일이 상기 몰딩 프로덕트, 즉 자기 코어에 인가됨으로써, 각각의 인덕턴스 소자(도 2에 각각 도시됨)를 생성한다.
그 후에, 상기 획득된 샘플, 즉 인덕턴스 소자 각각에 대해, 상기 자기 투자율은 LCR 미터를 이용하여 100kHz에서의 인덕턴스 값으로부터 도출되며, 또한 1.6x104A/m의 자기장이 가해졌을 때 포화 자속 밀도가 dc 자기 특성 측정 장치를 이용하여 측정되었다. 또한, 각각의 자기 코어의 상위 및 하위 표면이 연마된 후에, XRD(X-선 회절) 측정이 수행되어 상기 상을 관찰하였다. 결과는 표 12-1 및 표 12-2에 도시되어 있다.
표 12-1
Figure 112008040585914-PAT00013
표 12-2
Figure 112008040585914-PAT00014
표 12에서, 각각의 샘플의 비교 비율이 도시되며, 비결정 상 특유의 넓은 피크만이 상기 XRD 측정에 의해 획득된 XRD 패턴에서 검출되었을 때 "비결정 상"으로 판정되는 반면에, 상기 결정 상으로 인한 날카로운 피크가 넓은 피크와 함께 관찰될 때, 또는 넓은 피크 없이 날카로운 피크만이 검출될 때 "결정 상"으로 판정되었다. 상기 비결정 상을 나타낸 조성을 갖는 샘플에 관하여, DSC에 의한 열적 분석이 수행되어 유리 전이 온도(Tg) 및 결정화 온도(Tx)를 측정하며, ΔTx가 모든 샘플에 대해 20℃ 이상인 것이 확인되었다. 각각의 몰딩 프로덕트(자기 코어)의 비저항이 dc 2-단자 방법에 의해 측정되었으며, 모든 샘플은 1Ω·cm 이상의 양호한 값을 나타낸 것으로 확인되었다.
DSC의 가열 속도는 40 K/min으로 설정되었다. 실시예 87 내지 89 및 비교 예 30 내지 33으로부터 알 수 있는 바와 같이, P 또는 B의 함유량은 2%미만이거나 16%를 초과할 때, 높은 투자율을 획득할 수 있는 비결정 상이 형성될 수 없는 한편, P의 함유량 및 B의 함유량이 2% 이상의 범위 또는 16% 이하의 범위 양쪽일 때 비결정 상이 형성될 수 있다. 실시예 90 내지 92 및 비교 예 34 및 35로부터 알 수 있는 바와 같이, Mo의 함유량이 0% 또는 10%를 초과할 때 상기 비결정 상이 형성될 수 없는 반면, Mo의 함유량이 0%를 초과하고 10% 이하일 때 비결정 상이 형성될 수 있다. 실시예 93 및 94, 그리고 비교 예 36으로부터 알 수 있는 바와 같이, Si가 8% 이하의 범위에서 첨가될지라도 비결정 상이 형성될 수 있다. 실시예 95 내지 102로부터 알 수 있는 바와 같이, Mo가 Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta 또는 W에 의해 교체될 때에도 비결정 상이 형성될 수 있다. 실시예 103 내지 110으로부터 알 수 있는 바와 같이, Fe는 Co 및/또는 Ni에 의해 부분적으로 교체될 수 있지만, 비교 예 37 및 38로부터 알 수 있는 바와 같이, Fe가 전부 교체되면, 상기 비결정 상이 획득되더라도, 자속 밀도가 0이 되어 본 발명의 분야에서는 적합하지 않다.
(실시예 111 내지 132)
먼저, 분말 생성 과정으로서, 순수 금속 원소 재료 Fe, Co, Ni, P, B, Si, Mo, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta, W, Ti, C, Mn 및 Cu는 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정됨으로써 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 상기 생성된 마더 합금을 이용하여, 다양한 연자성 합금 분말이 상기 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
그 후에, 몰딩 프로덕트 생성 과정으로서, 획득된 합금 분말이 각각 45㎛ 이 하의 입자 크기로 분류된 후에, 4 질량%로 결합제로서 실리콘 수지와 혼합되며, 27mm의 외부 지름 및 14mm의 내부 지름을 갖는 그루브를 갖는 몰딩 다이를 이용하여, 각각 실온에서 1.18GPa(약 12t/cm2)의 압력이 상기 분말에 가해져 5mm의 높이를 갖음으로써, 각각의 몰딩 프로덕트를 획득한다.
또한, 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황 후에, 상기 몰딩 프로덕트의 중량 및 크기가 측정된 후에, 적절한 수의 회전을 각각 갖는 코일이 몰딩 프로덕트, 즉 상기 자기 코어에 가해짐으로써, 각각의 인덕턴스 소자(도 2에 각각 도시됨)를 생성한다.
그 후에, 획득된 샘플, 즉 인덕턴스 소자 각각에 관하여, LCR 미터를 이용하여 100kHz에서의 인덕턴스 값으로부터 자기 투자율이 도출되며, 또한 1.6x104A/m의 자기장이 인가될 때 포화 자속 밀도가 dc 자기 특성 측정 장치를 이용하여 측정되었다. 또한, 상기 상을 관찰하기 위해 각각의 자기 코어의 상위 및 하위 표면이 연마된 후에 XRD(X-선 회절) 측정이 수행되었다. 표 13-1 및 표 13-2에 결과가 도시되어 있다.
표 13-1 및 표 13-2에서, 각각의 샘플의 조성 비율이 도시되며, 비결정 상에 특유한 넓은 피크가 XRD 측정에 의해 획득된 XRD 패턴에서 검출될 때만 "비결정 상"으로 판정되는 반면, 결정 상으로 인한 날카로운 피크가 넓은 피크와 함께 검출되거나 넓은 피크 없이 날카로운 피크만이 검출될 때, "결정 상"으로 판정된다. 비결정 상을 나타낸 조성을 갖는 샘플에 관하여, 유리 전이 온도(Tg) 및 결정화 온 도(Tx)를 측정하기 위해 DSC에 의한 열적 분석이 수행되었으며, 모든 샘플에 대해 ΔTx가 20℃인 것으로 확인되었다. 각각의 몰딩 프로덕트(자기 코어)의 비저항이 dc 2-단자 방법에 의해 측정되었으며, 모든 샘플이 1Ω·㎝ 이상의 양호한 값을 나타내는 것이 확인되었다.
표 13-1
Figure 112008040585914-PAT00015
표 13-2
Figure 112008040585914-PAT00016
표 13-1 및 표 13-2에 도시된 바와 같이, 실시예 111 내지 132의 합금 조성은 본 발명의 조성 범위 내에 있기 때문에, 상기 합금 조성은 각각 과냉각 액체 영역을 갖으며 비결정-형성 능력 및 연자성 특성이 탁월하다. 반면에, 비교 예 39 내지 53은 비결정-형성 능력이 빈약하여 결정 상만을 획득할 수 있으며, 양호한 투자율 특성을 획득할 수 없다.
(실시예 133)
실시예 133에서, Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0 .1C0 .1Mn0 .1Cu0 .1의 조성을 갖는 합금 분말이 물 분사 방법에 의해 생성되었으며, 획득된 분말은 45㎛ 이하의 입자 크기로 분류되어 XRD 측정됨으로써, 비결정 상에 특유한 넓은 피크가 확인된다. 또한, 유리 전이 온도(Tg) 및 결정화 온도(Tx)를 측정하도록 DSC에 의한 열적 분석이 수행됨으로써, ΔTx(Tg-Tx)가 36℃임이 확인되었다. 그 후에, 상기 분말은 유리 전이 온도보다 낮은 400℃의 온도로 유지되어, 0.5 시간 동안 상기 분위기에서 가열-처리됨으로써, 상기 분말의 표면상에 산화물을 형성한다.
또한, 상기 산화물로 형성된 분말에는 각각의 분말을 획득하기 위해 5%, 2.5%, 1% 및 0.5%의 분량으로 결합제로서 실리콘 수지가 첨가된다. 27mm의 외부 지름 및 14mm의 내부 지름을 갖는 그루브를 구비한 몰딩 다이를 이용함으로써, 실온에서, 수지의 연화 온도보다 높은 150℃에서, 또는 5mm의 높이를 갖도록 비결정 연자성 금속 분말의 과냉각 액체 영역의 480℃에서 1.18GPa(12ton/cm2)의 압력이 획득된 분말에 가해짐으로써, 각각의 몰딩 프로덕트를 획득한다.
상기 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황 후에, 상기 몰딩 프로덕트의 중량 및 크기가 측정된 후에 적절한 수의 회전을 각각 갖는 코일이 몰딩 프로덕트, 즉 자기 코어에 각각 인가됨으로써, 각각의 인덕턴스 소자를 생성한다(각각 도 2에 도 시됨).
그 후에, 샘플 No. 1 내지 No. 12의 획득된 인덕턴스 소자 각각에 대해, 분말 충전 비율(%), dc 자기 특성에 의해 야기된 자속 밀도(1.6x104A/m) 및 dc 비저항(Ω·㎝)이 측정되었다. 결과는 표 14에 도시된다.
표 14
Figure 112008040585914-PAT00017
표 14로부터, 결합제의 첨가량(수지량)이 5%를 초과할 때, 페라이트 자기 코어에 필적하는 ≥10E4(=105)의 고 비저항 값이 획득되는 반면, 그와 같은 효과는 몰디 온도를 상승시켜도 관찰되지 않으며, 실온과 같은 몰딩 조건은 충분함을 알 수 있다. 상기 수지량이 5%일 때, 1Ω·㎝ 이상의 고 비저항이 획득되지만, 실온에서의 몰딩은 마찬가지로 충분함을 알 수 있다. 또한, 수지량이 2.5%인 경우에, 상기 몰딩은 150℃에서 수행될 때 분말 충전 비율은 상당히 개선되어 자속 밀도를 증가 시키며, 또한 0.1Ω·㎝ 이상의 비저항이 획득됨을 알 수 있다. 게다가, 수지량이 1% 또는 0.5%인 경우에 몰딩이 480℃에서 수행될 때, 상기 분말 충전 비율은 상당히 개선되어 포화 자속 밀도를 증가시키며, 또한 0.01Ω·㎝ 이상의 비저항이 획득됨을 알 수 있다.
(실시예 134)
실시예 134에서, 실시예 133의 샘플 No. 10에 대응하는 인덕턴스 소자가 생성되었고, 동일한 합금 분말 및 동일한 제조 공정에 의해 생성되며 0.5시간 동안 450℃에서 질소 분위기에서 가열-처리된 고주파수 자기 코어를 이용하여 생성되었다. 또한, 비교를 위해 자기 코어 재료로서 센더스트, 6.5% 실리콘 스틸 및 Fe-기반 비결정 재료를 이용하여 인덕턴스 소자가 생성되었다. 상기 인덕턴스 소자는 각각 도 2에 도시된 바와 같지만, 도 4에 도시된 자기 경로의 일부분에서 갭을 갖는 소자일 수 있다. 이들 인덕턴스 소자 각각에 대해, dc 자기 특성에 의해 야기된 자속 밀도(1.6x104A/m), dc 비저항(Ω·㎝), 인덕턴스 값 정규화에 대한 투자율 및 코어 손실(20kHz 0.1T)이 측정되었다. 결과는 표 15에 도시된다.
표 15
Figure 112008040585914-PAT00018
*전력 공급 사양 때문에 자기 경로의 일 부분에 갭이 형성된다.
표 15로부터, 본 발명의 인덕턴스 소자가 Fe-기반 비결정 자기 코어를 이용하는 인덕턴스 소자와 실질적으로 동등한 자속 밀도를 갖는 반면, 센더스트 자기 코어를 이용하는 인덕턴스 소자보다 낮은 코어 손실을 나타내므로, 매우 탁월한 특성을 갖음을 알 수 있다. 또한, 자기 투자율 및 코어 손실이 가열-처리된 자기 코어를 갖는 인덕턴스 소자에서 개선되므로, 더 탁월한 특성을 갖는 것을 알 수 있다.
(실시예 135)
실시예 135에서, 표 16에 도시된 합금 조성을 갖고, 표준 체(sieve)를 통해 20㎛ 이하의 입자 크기로 각각 체로 걸러진 물-분자화 분말은 표 16에 도시된 비율로 실시예 133에서 생성된 것과 동일한 분말에 각각 첨가됨으로써, 각각의 분말을 획득하였다.
또한, 획득된 분말에는 각각 1.5 질량%로 결합제로서 실리콘 수지가 첨가되었으며, 그 후에 27mm의 외부 지름 및 14mm의 내부 지름을 갖는 그루브를 구비한 몰딩 다이를 이용하여, 5mm의 높이를 갖도록 실온에서 1.18GPa(12ton/cm2)의 압력을 상기 분말에 가함으로써, 각각의 몰딩 프로덕트를 획득한다. 상기 몰딩 후에, 몰딩 프로덕트는 450℃에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다.
그 후에, 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황 후에, 상기 몰딩 프로덕트의 중량 및 크기가 측정된 다음, 적절한 수의 회전을 갖는 코일이 상기 몰딩 프로덕트, 즉 자기 코어에 각각 인가됨으로써, 각각의 인덕턴스 소자를 생성한다(도 2에 각각 도시됨).
그 후에, 획득된 샘플, 즉 인덕턴스 소자 각각에 대해, 분말 충전 비율(%), 자기 투자율 및 코어 손실(20kHz 0.1T)이 측정되었다. 결과는 표 16에 도시되어 있다.
표 16
Figure 112008040585914-PAT00019
표 16으로부터, 본 발명의 인덕턴스 소자는 더 작은 중심 입자 크기 및 더 낮은 경도(hardness)를 갖는 연자성 분말을 상기 비결정 금속 분말에 첨가함으로써 분말 충전 비율이 개선되며, 그에 따라 자기 투자율이 개선됨을 알 수 있다. 반면에, 첨가량이 50%를 초과할 때 상기 개선 효과가 약화되며 코어 손실 특성이 극도로 열화되기 때문에, 첨가량은 바람직하게는 50% 이하임을 알 수 있다.
(실시예 136)
실시예 136에서, 물 분사 방법의 제조 조건을 변경함으로써 표 17에 도시된 어스펙트(aspect) 비율을 갖도록 Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0 .1C0 .1Mn0 .1Cu0 .1의 조성을 갖는 합금 분말이 생성되었으며, 그 후에 상기 획득된 분말은 각각 45㎛ 이하의 입자 크기로 분류된 후에 XRD 측정을 행함으로써, 상기 비결정 상에 특유한 넓은 피크를 확인하였다. 또한, 유리 전이 온도 및 결정화 온도를 측정하기 위해 DSC에 의한 열적 분 석이 분말의 각각에 적용됨으로써, 과냉각 온도 범위 ΔTx가 20℃임이 확인되었다.
또한, 획득된 분말에는 3.0 질량%로 결합제로서 실리콘 수지가 각각 첨가된 후에, 27mm의 외부 지름 및 14mm의 내부 지름을 갖는 그루브를 구비한 몰딩 다이를 이용하여, 5mm의 높이를 갖도록 상기 분말에 각각 실온에서 1.47 GPa(15ton/cm2)의 압력이 가해짐으로써, 각각의 몰딩 프로덕트를 획득한다. 상기 몰딩 후에, 몰딩 프로덕트는 450℃에서 Ar 분위기로 가열-처리되었다.
그 다음에, 상기 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황 후에, 상기 몰딩 프로덕트의 중량 및 크기가 측정되고, 적절한 수의 회전을 갖는 코일이 상기 몰딩 프로덕트, 즉 자기 코어에 각각 인가됨으로써, 인덕턴스 소자를 생성하였다(도 2에 각각 도시됨).
그 후에, 획득된 샘플, 즉 인덕턴스 소자 각각에 대해, 분말 충전 비율(%) 및 자기 투자율이 측정되었다. 결과는 표 17에 도시되어 있다.
표 17
Figure 112008040585914-PAT00020
표 17로부터, 본 발명의 인덕턴스 소자는 비결정 금속 분말의 어스펙트 비율을 증가시킴으로써 자기 투자율이 개선됨을 알 수 있다. 반면에, 어스펙트 비율이 2.0을 초과할 때, 초기 투자율이 높지만 dc 중첩의 자기 투자율이 열화되기 때문에, 상기 분말의 어스펙트 비율은 바람직하게는 2 이하이다.
(실시예 137)
먼저, 분말 생성 과정으로서, Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0 .1C0 .1Mn0 .1Cu0 .1의 조성을 획득하도록 재료가 중량 측정되며, 이를 이용하여 서로 다른 입자 크기를 갖는 미세 연자성 합금 분말이 고압 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
그 후에, 몰딩 프로덕트 생성 과정으로서 획득된 합금 분말을 다양한 표준 체를 통해 걸러서 표 18에 도시된 분말이 생성되었으며, 상기 분말은 각각 3 질량%의 결합제로서의 실리콘 수지와 각각 혼합된 후에, 8mm의 외부 지름, 4mm의 내부 지름 및 2mm의 높이를 갖고, 몰딩 후에 몰딩 프로덕트의 중심에 위치하도록 배치된 3.5-회전 코일과 함께 10mm x 10mm 몰딩 다이에 각각 배치되었으며, 그 후에 4mm의 높이를 갖도록 실온에서 490MPa(5ton/cm2)의 압력이 가해짐으로써, 각각 몰딩된 프로덕트를 획득하였다. 그 후에, 상기 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황이 150℃에서 수행되었다. 샘플 No. 5의 조건에 대해, 0.5 시간 동안 450℃에서 질소 분위기로 몰딩 프로덕트를 가열-처리함으로써 획득된 샘플이 생성되었다.
그 후에, 획득된 샘플, 즉 인덕턴스 소자 각각에 대해, LCR 미터를 이용하여 각각의 주파수에서 인덕턴스 및 저항을 측정함으로써 1MHz에서의 인덕턴스 값 및 Q의 피크 주파수 및 피크 값이 도출되었다. 결과는 표 18에 도시되어 있다.
그 후에, 상기 샘플 인덕턴스 소자 각각에 대해, 전력 공급 변환 효율이 일 반 dc-dc 변환기 평가 킷(kit)을 이용하여 측정되었다. 측정 조건은 입력이 12V, 출력 5V, 구동 주파수 300kHz 및 출력 전류 1A였다. 결과는 또한 표 18에 도시되어 있다.
표 18
Figure 112008040585914-PAT00021
표 18에 나타난 바와 같이, 본 발명의 인덕턴스 소자는 체 입자 크기를 45㎛ 이하로, 중심 입자 크기를 30㎛ 이하로 설정함으로써 500kHz 이상의 Q의 피크 주파수 및 40 이상의 Q의 피크 값을 달성하며, 동시에 80%이상의 탁월한 전력 공급 변환 효율을 달성한다. 또한, 체 입자 크기를 45㎛ 이하로, 중심 입자 크기를 20㎛ 이하로 설정함으로써 1MHz 이상의 Q의 피크 주파수 및 50 이상의 Q의 피크 값이 획득되며, 이 경우에 85%이상의 더 탁월한 전력 공급 변환 효율이 획득된다. 상기 변환 효율은 인덕턴스 소자를 가열-처리함으로써 더 개선됨을 알 수 있다.
(실시예 138)
먼저, 분말 생성 과정으로서, Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0 .1C0 .1Mn0 .1Cu0 .1의 조성을 획득하도록 재료가 중량 측정되며, 이를 이용하여 미세 연자성 합금 분말이 고압 물 분사 방법에 의해 생성되었다.
표 19
Figure 112008040585914-PAT00022
그 후에, 몰딩 프로덕트 생성 과정으로서, 획득된 합금 분말을 다양한 표준 체를 통해 걸러서 표 19에 도시된 분말이 생성되었으며, 상기 분말은 각각 3 질량%의 결합제로서의 실리콘 수지와 각각 혼합된 후에, 32mm의 외부 지름, 20mm의 내부 지름 및 5mm의 높이를 갖는 토로이드(toroidal) 형상으로 형성되도록 490MPa(5ton/cm2)의 압력이 각각 가해짐으로써, 각각 몰딩된 프로덕트를 획득하였다. 그 후에, 상기 획득된 몰딩 프로덕트의 수지 가황이 150℃에서 수행되었다. 비교를 위해, Fe-6.5 질량% Si 분말이 동일한 방식으로 생성되었다.
그 후에, 0.1mm의 지름을 갖고 아미드-이미드(amide-imide) 코팅이 가해진 구리 와이어가 생성된 샘플 각각의 주변에 10 회전만큼 감겨서, 인덕턴스 소자를 획득한다.
그 후에, 획득된 인덕턴스 소자 각각에 대해, LCR 미터를 이용하여 각각의 주파수에서 인덕턴스 및 저항을 측정함으로써 10kHz에서의 인덕턴스 값 및 Q의 피크 주파수 및 피크 값이 도출되었다. 결과는 표 19에 도시되어 있다.
그 후에, 이들 인덕턴스 소자 각각에 대해, 전력 공급 변환 효율이 일반 dc-dc 변환기 평가 킷(kit)을 이용하여 측정되었다. 측정 조건은 입력이 12V, 출력 5V, 구동 주파수 10kHz 및 출력 전류 1A였다. 결과는 또한 표 19에 도시되어 있다.
(실시예 139 및 140)
Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn 및 Cu 재료가 각각 미리 결정된 합금 조성에 따라 중량 측정되고, 배출 후의 챔버에서 감압 Ar 분위기에서 고주파수 가열에 의해 용해됨으로써, 마더 합금을 생성한다. 그 후에, 생성된 마더 합금을 이용함으로써, 20㎛의 두께를 각각 갖는 리본이 단일-롤 방법을 이용하여 생성되었다.
표 20
Figure 112008040585914-PAT00023
상기 20㎛ 리본이 권선 자기 코어로 각각 형성되고, 그의 중첩 부분이 본딩되어 그 사이에 삽입된 실리콘 수지에 의해 절연되고, 그 후에 1kHz의 초기 투자율 이 임피던스 분석기에 의해 측정되었다. 이 경우에, 각각의 샘플은 실온, 250℃, 300℃, 400℃, 450℃, 500℃ 및 550℃에서 각각 5분간 Ar 분위기에서 가열-처리되었다.
표 20에 도시된 바와 같이, 본 발명의 실시예 139 및 140의 합금 조성은 퀴리 온도와 같거나 더 높으며 결정화 온도 이하의 온도 범위에서 가열-처리될 때 각각 탁월한 연자성 특성을 나타낸다. 특히, 연자성 특성은 결정화 온도 이상에서 급격하게 열화된다.
산업상 이용가능성
상술한 바와 같이, 본 발명의 고주파수 자기 코어는 높은 포화 자속 밀도 및 높은 비저항을 갖는 미결정 연자성 금속 재료를 이용하여 저가의 비용으로 획득된다. 또한, 상기 고주파수 자기 코어에 코일을 인가하여 형성된 인덕턴스 소자는 종래에는 존재하지 않던, 고주파수 대역에서의 자기 특성이 탁월하다. 따라서, 종래에는 없었던 고성능, 고-투자율 더스트 코어를 저가의 비용으로 생성할 수 있다. 본 발명의 고주파수 자기 코어는 초크 코일(choke coil) 및 변압기(transformer)와 같은 전력 공급 소자에 적용하는데 적합하다.
또한, 미세 입자 크기 분말로 이루어진 본 발명의 고주파수 자기 코어는 고주파수용 고성능 인덕턴스 소자의 생성을 가능하게 한다. 미세 입자 크기 분말로 이루어진 고주파수 자기 코어는 권선 코일이 자기 몸체에 둘러싸인 상태로 압축 몰딩에 의해 상기 자기 몸체와 권선 코일을 일체화함으로써, 소형의 크기지만 큰 전류에 적응된 인덕턴스 소자의 생성을 가능하게 한다. 따라서, 본 발명의 고주파수 자기 코어는 초크 코일, 변압기 등의 인덕턴스 소자에 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 고주파수 자기 코어의 기본 구조에 따른 일 예를 나타내는 외부 사시도이다.
도 2는 도 1에 도시된 고주파수 자기 코어 주변에 코일을 감아 형성된 인덕턴스 소자를 나타내는 외부 사시도이다.
도 3은 본 발명의 고주파수 자기 코어의 기본 구조에 따른 또 하나의 예를 나타내는 외부 사시도이다.
도 4는 도 3에 도시된 고주파수 자기 코어 주변에 코일을 감아 형성된 인덕턴스 소자를 나타내는 외부 사시도이다.
도 5는 본 발명의 고주파수 자기 코어의 기본 구조에 따른 또 하나의 예를 나타내는 외부 사시도이다.
도 6은 X-선 회절(XRD) 방법에 따라 서로 다른 두께를 갖는 Fe78P8B10Mo4 리본의 XRD 결과를 나타내는 도면이다.
도 7은 XRD 방법에 따라 서로 다른 입자 크기를 갖는 Fe78P8B10Mo4 분말의 결과를 나타내는 도면이다.

Claims (39)

  1. (Fe1 -αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySizTipCqMnrCus의 공식에 의해 표현된 조성을 갖는 비결정 연자성 합금으로서,
    불가피한 불순물이 포함되고, TM은 Co 및 Ni 중 적어도 하나로서 선택되고, L은 Al, Cr, Mo 및 Nb로 이루어진 그룹 중 적어도 하나로서 선택되며, 여기서 0≤α≤0.3, 2≤w≤18at%, 2<x≤18at%, 15≤w+x≤23at%, 1≤y≤5at% 및 0≤z≤4at%이고, p, q, r 및 s 각각은 Fe, TM, P, B, L 및 Si의 총 질량이 100인 경우의 첨가 비율이며, 0≤p≤0.3, 0≤q≤0.5, 0≤r≤2 및 0≤s≤1로서 정의되는, 비결정 연자성 합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    결정화 시작 온도(Tx)는 470℃ 내지 550℃이고, 유리 전이 온도(Tg)는 446℃ 내지 520℃이며, ΔTx=Tx-Tg에 의해 표현되는 과냉각 액체 영역이 적어도 20℃인, 비결정 연자성 합금.
  3. 제 1 항에 있어서,
    포화 자속 밀도가 적어도 1.2T인, 비결정 연자성 합금.
  4. 제 1 항에 있어서,
    퀴리 온도가 적어도 240℃인, 비결정 연자성 합금.
  5. 제 1 항에 따른 비결정 연자성 합금으로 이루어진 비결정 연자성 합금 부재로서,
    상기 비결정 연자성 합금 부재는 적어도 0.5mm의 두께 및 적어도 0.15mm2의 단면적을 갖는, 비결정 연자성 합금 부재.
  6. 제 1 항에 따른 비결정 연자성 합금으로 이루어진 비결정 연자성 합금 리본으로서,
    상기 비결정 연자성 합금 리본은 1 내지 200㎛의 두께를 갖는, 비결정 연자성 합금 리본.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 리본은 1kHz의 주파수에서 적어도 5000의 자기 투자율을 갖는, 비결정 연자성 합금 리본.
  8. 제 1 항에 따른 비결정 연자성 합금으로 이루어진 비결정 연자성 합금 분말로서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 200㎛ 이하(0을 제외)의 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사(water atomization)에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 및 가스 분사(gas atomization)에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 중 적어도 하나를 포함하며, 상기 분말의 입자 수의 적어도 50%가 3㎛ 보다 크고 200㎛ 이하인 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 및 가스 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 중 적어도 하나를 포함하고, 250㎛의 메시(mesh) 크기를 갖는 체(sieve)를 통과하도록 되어 있으며, 200㎛이하(0을 제외)의 중심 지름을 갖는 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  11. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 및 가스 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 중 적어도 하나를 포함하고, 150㎛의 메시 크기를 갖는 체를 통과하도록 되어 있으며, 100㎛이하(0을 제 외)의 중심 지름을 갖는 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  12. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 및 가스 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 중 적어도 하나를 포함하고, 45㎛의 메시 크기를 갖는 체를 통과하도록 되어 있으며, 30㎛ 이하(0을 제외)의 중심 지름을 갖는 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  13. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 물 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 및 가스 분사에 의해 생성된 비결정 연자성 합금 분말 중 적어도 하나를 포함하고, 45㎛의 메시 크기를 갖는 체를 통과하도록 되어 있으며, 20㎛ 이하(0을 제외)의 중심 지름을 갖는 입자 크기를 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  14. 제 8 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 분말은 1 내지 2의 어스펙트 비율(aspect ratio)을 갖는, 비결정 연자성 합금 분말.
  15. 제 5 항에 따른 비결정 연자성 합금 부재를 기계 가공(machining)함으로써 형성된 자기 코어.
  16. 제 6 항에 따른 비결정 연자성 합금 리본을 고리 모양으로(annularly) 감아서 형성된 자기 코어.
  17. 제 16 항에 있어서,
    절연체를 통해 상기 비결정 연자성 합금 리본을 고리 모양으로 감아서 형성된 자기 코어.
  18. 제 6 항에 따른 비결정 연자성 합금 리본의 실질적으로 동일한 형상의 피스(piece)를 적층함으로써 형성된 자기 코어.
  19. 제 18 항에 있어서,
    상기 비결정 연자성 합금 리본의 실질적으로 동일한 형상의 피스를 그 사이에 삽입된 절연체를 통해 적층함으로써 형성된 자기 코어.
  20. 제 8 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말을 포함하는 재료 분말과 상기 분말에 10 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어.
  21. 제 20 항에 있어서,
    상기 혼합물에서 상기 결합제의 혼합 비율은 5 질량% 이하(0을 제외)이고, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률(space factor)은 적어도 70%이고, 1.6 x 104A/m의 자기장을 인가하는데 자속 밀도가 적어도 0.4T이며, 비저항이 적어도 1Ω·㎝인, 자기 코어.
  22. 제 20 항에 있어서,
    상기 혼합물에서 상기 결합제의 혼합 비율은 3 질량% 이하(0을 제외)이고, 몰딩 온도는 상기 결합제의 연화점과 같거나 더 높고, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 80%이고, 1.6 x 104A/m의 자기장을 인가하는데 자속 밀도가 적어도 0.6T이며, 비저항이 적어도 0.1Ω·㎝인, 자기 코어.
  23. 제 20 항에 있어서,
    상기 혼합물에서 상기 결합제의 혼합 비율은 1 질량% 이하(0을 제외)이고, 몰딩 온도가 상기 비결정 연자성 합금 분말의 과냉각 액체 영역에 있고, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 90%이고, 1.6 x 104A/m의 자기장을 인가하는데 자속 밀도가 적어도 0.9T이며, 비저항이 적어도 0.01Ω·㎝인, 자기 코어.
  24. 제 20 항에 있어서,
    상기 재료 분말은 5 내지 50 체적%의 양의 연자성 합금 분말을 포함하며, 상기 연자성 합금 분말은 상기 비결정 연자성 합금 분말에 비해 더 작은 중심 입자 크기 및 더 낮은 경도를 갖는, 자기 코어.
  25. 제 15 항에 있어서,
    상기 자기 코어는 상기 비결정 연자성 합금의 퀴리 온도와 같거나 더 높고 결정화 시작 온도와 같거나 더 낮은 온도 범위에서 가열 처리에 의해 형성되는, 자기 코어.
  26. 제 15 항에 따른 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성된 인덕턴스 소자.
  27. 제 20 항에 따른 자기 코어와 코일을 일체로 몰딩함으로써 형성된 인덕턴스 소자로서,
    상기 코일은 적어도 일 회전으로 선형 컨덕터를 감아서 형성되며 상기 자기 코어에 배치되는, 인덕턴스 소자.
  28. 제 10 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서의 상기 재료 분말의 점적률이 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 10kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 20인, 인덕턴스 소자.
  29. 제 11 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서의 상기 재료 분말의 점적률이 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 100kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 25인, 인덕턴스 소자.
  30. 제 12 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서의 상기 재료 분말의 점적률이 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 500kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 40인, 인덕턴스 소자.
  31. 제 13 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형 성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서의 상기 재료 분말의 점적률이 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 1MHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 50인, 인덕턴스 소자.
  32. 제 28 항에 있어서,
    상기 코일은 적어도 일 회전으로 선형 컨덕터를 감아서 형성되고 상기 자기 코어에 배치되며, 상기 자기 코어 및 상기 코일은 일체로 몰딩되는, 인덕턴스 소자.
  33. 제 26 항에 있어서,
    상기 자기 코어에는 갭이 형성되는, 인덕턴스 소자.
  34. 제 26 항에 있어서,
    상기 자기 코어는 상기 비결정 연자성 합금의 퀴리 온도와 같거나 더 높고 결정화 시작 온도와 같거나 더 낮은 온도 영역에서 가열 처리에 의해 형성되는, 인덕턴스 소자.
  35. 제 14 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형 성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 10kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 20인, 인덕턴스 소자.
  36. 제 14 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 100kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 25인, 인덕턴스 소자.
  37. 제 14 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 500kHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 40인, 인덕턴스 소자.
  38. 제 14 항에 따른 비결정 연자성 합금 분말로 이루어진 재료 분말과 5 질량% 이하(0을 제외)의 양으로 상기 분말에 첨가된 결합제의 혼합물을 몰딩함으로써 형성된 자기 코어에 적어도 일 회전으로 코일을 인가함으로써 형성되며, 상기 자기 코어에서 상기 재료 분말의 점적률은 적어도 50%인 인덕턴스 소자로서,
    적어도 1MHz의 주파수 대역에서 상기 인덕턴스 소자의 Q(1/tanδ)의 피크 값이 적어도 50인, 인덕턴스 소자.
  39. 제 35 항에 있어서,
    상기 코일은 적어도 일 회전으로 선형 컨덕터를 감아서 형성되고 상기 자기 코어에 배치되며, 상기 자기 코어 및 상기 코일은 일체로 몰딩되는, 인덕턴스 소자.
KR1020080053183A 2006-02-02 2008-06-05 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자 KR101038384B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2006-00026210 2006-02-02
JP2006026210 2006-02-02
JP2006326179A JP4849545B2 (ja) 2006-02-02 2006-12-01 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
JPJP-P-2006-00326179 2006-12-01

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020070010499A Division KR100895915B1 (ko) 2006-02-02 2007-02-01 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20080059357A true KR20080059357A (ko) 2008-06-27
KR101038384B1 KR101038384B1 (ko) 2011-06-01

Family

ID=38320841

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020070010499A KR100895915B1 (ko) 2006-02-02 2007-02-01 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자
KR1020080053183A KR101038384B1 (ko) 2006-02-02 2008-06-05 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020070010499A KR100895915B1 (ko) 2006-02-02 2007-02-01 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자

Country Status (6)

Country Link
US (2) US20070175545A1 (ko)
JP (1) JP4849545B2 (ko)
KR (2) KR100895915B1 (ko)
CN (1) CN103794327A (ko)
DE (1) DE102007004835A1 (ko)
TW (1) TWI383410B (ko)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150038299A (ko) * 2012-08-31 2015-04-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 압분자심용 철분 및 압분자심의 제조 방법
KR20160132937A (ko) * 2014-03-13 2016-11-21 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 압분 자심의 제조 방법 및 압분 자심
KR20180065717A (ko) * 2016-12-08 2018-06-18 현대자동차주식회사 몰드 인덕터 및 그 제조방법

Families Citing this family (87)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102005039803A1 (de) * 2005-08-22 2007-05-24 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Hartlotfolie auf Eisen-Nickel-Basis sowie Verfahren zum Hartlöten
JP4849545B2 (ja) 2006-02-02 2012-01-11 Ｎｅｃトーキン株式会社 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
US8378777B2 (en) * 2008-07-29 2013-02-19 Cooper Technologies Company Magnetic electrical device
US8466764B2 (en) 2006-09-12 2013-06-18 Cooper Technologies Company Low profile layered coil and cores for magnetic components
US8941457B2 (en) 2006-09-12 2015-01-27 Cooper Technologies Company Miniature power inductor and methods of manufacture
US7791445B2 (en) 2006-09-12 2010-09-07 Cooper Technologies Company Low profile layered coil and cores for magnetic components
US8310332B2 (en) * 2008-10-08 2012-11-13 Cooper Technologies Company High current amorphous powder core inductor
US8894780B2 (en) * 2006-09-13 2014-11-25 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Nickel/iron-based braze and process for brazing
EP1933337B8 (en) * 2006-12-15 2010-09-01 Alps Green Devices Co., Ltd Fe-based amorphous magnetic alloy and magnetic sheet
DE102007028275A1 (de) * 2007-06-15 2008-12-18 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Hartlotfolie auf Eisen-Basis sowie Verfahren zum Hartlöten
KR20100057884A (ko) * 2007-09-18 2010-06-01 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤 연자성 비정질 합금
JP2009174034A (ja) * 2008-01-28 2009-08-06 Hitachi Metals Ltd アモルファス軟磁性合金、アモルファス軟磁性合金薄帯、アモルファス軟磁性合金粉末およびそれを用いた磁心並びに磁性部品
CN101615465B (zh) * 2008-05-30 2012-10-17 株式会社日立制作所 压粉磁体用软磁性粉末和使用其的压粉磁体
JP2009293099A (ja) * 2008-06-06 2009-12-17 Nec Tokin Corp 高耐食非晶質合金
JP2010118484A (ja) * 2008-11-13 2010-05-27 Nec Tokin Corp インダクタンス素子およびインダクタンス素子の製造方法
JP5288405B2 (ja) * 2008-11-13 2013-09-11 Ｎｅｃトーキン株式会社 インダクタおよびインダクタの製造方法
JP5126982B2 (ja) * 2009-03-10 2013-01-23 Ｎｅｃトーキン株式会社 非晶質軟磁性粉末、トロイダルコアおよびインダクタ
JP2010209409A (ja) * 2009-03-10 2010-09-24 Nec Tokin Corp 非晶質軟磁性合金粉末の製造方法、非晶質軟磁性合金粉末及びそれを用いた成形体
TWI407462B (zh) 2009-05-15 2013-09-01 Cyntec Co Ltd 電感器及其製作方法
JP5110660B2 (ja) * 2009-07-21 2012-12-26 Ｎｅｃトーキン株式会社 非晶質軟磁性粉末、トロイダルコア、インダクタおよびチョークコイル
TWI371496B (en) 2009-08-24 2012-09-01 Nec Tokin Corp Alloy composition, fe-based nanocrystalline alloy and manufacturing method of the same
US8313588B2 (en) * 2009-10-30 2012-11-20 General Electric Company Amorphous magnetic alloys, associated articles and methods
WO2012064871A2 (en) * 2010-11-09 2012-05-18 California Institute Of Technology Ferromagnetic cores of amorphouse ferromagnetic metal alloys and electonic devices having the same
TWI441929B (zh) 2011-01-17 2014-06-21 Alps Green Devices Co Ltd Fe-based amorphous alloy powder, and a powder core portion using the Fe-based amorphous alloy, and a powder core
EP2748345B1 (en) 2011-08-22 2018-08-08 California Institute of Technology Bulk nickel-based chromium and phosphorous bearing metallic glasses
CN102412045B (zh) * 2011-12-14 2014-03-05 南京航空航天大学 铁基纳米晶软磁合金
JP5974803B2 (ja) * 2011-12-16 2016-08-23 Tdk株式会社 軟磁性合金粉末、圧粉体、圧粉磁芯および磁性素子
KR20140123066A (ko) * 2012-01-18 2014-10-21 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 압분자심, 코일 부품 및 압분자심의 제조 방법
JP2014067991A (ja) * 2012-09-06 2014-04-17 Toko Inc 面実装インダクタ
WO2014043722A2 (en) 2012-09-17 2014-03-20 Glassimetal Technology Inc., Bulk nickel-silicon-boron glasses bearing chromium
DE112013005202T5 (de) 2012-10-30 2015-08-27 Glassimetal Technology, Inc. Nickelbasierende chrom- und phosphorhaltige metallische Massivgläser mit hoher Härte
US9556504B2 (en) 2012-11-15 2017-01-31 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing chromium and tantalum
US9534283B2 (en) 2013-01-07 2017-01-03 Glassimental Technology, Inc. Bulk nickel—silicon—boron glasses bearing iron
KR101385756B1 (ko) * 2013-01-24 2014-04-21 주식회사 아모그린텍 Ｆｅ계 비정질 금속분말의 제조방법 및 이를 이용한 비정질 연자성 코어의 제조방법
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
US9816166B2 (en) * 2013-02-26 2017-11-14 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing manganese
JP6260086B2 (ja) 2013-03-04 2018-01-17 新東工業株式会社 鉄基金属ガラス合金粉末
KR101470513B1 (ko) * 2013-07-17 2014-12-08 주식회사 아모그린텍 대전류 직류중첩특성 및 코어손실 특성이 우수한 연자성 코어 및 그의 제조방법
US9863025B2 (en) 2013-08-16 2018-01-09 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing manganese, niobium and tantalum
JP6388761B2 (ja) * 2013-08-29 2018-09-12 株式会社トーキン 電磁干渉抑制シート及びその製造方法
JP2015101056A (ja) * 2013-11-27 2015-06-04 セイコーエプソン株式会社 液体吐出装置
US9920400B2 (en) 2013-12-09 2018-03-20 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and silicon
US9957596B2 (en) 2013-12-23 2018-05-01 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-iron-based, nickel-cobalt-based and nickel-copper based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and boron
US10000834B2 (en) 2014-02-25 2018-06-19 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-chromium-phosphorus glasses bearing niobium and boron exhibiting high strength and/or high thermal stability of the supercooled liquid
US10287663B2 (en) 2014-08-12 2019-05-14 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-phosphorus-silicon glasses bearing manganese
CN105448448B (zh) * 2014-08-21 2018-06-15 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种铁基纳米晶软磁合金及其制备方法
JP6522462B2 (ja) 2014-08-30 2019-05-29 太陽誘電株式会社 コイル部品
JP6688373B2 (ja) * 2014-08-30 2020-04-28 太陽誘電株式会社 コイル部品
KR101646986B1 (ko) 2014-11-21 2016-08-09 공주대학교 산학협력단 비정질 합금 분말 제조 장치 및 그 방법
CN104568645A (zh) * 2015-01-13 2015-04-29 兰州大学 铁磁材料居里温度的测试方法
JP6645109B2 (ja) 2015-10-09 2020-02-12 セイコーエプソン株式会社 液体吐出装置および駆動回路
JP6862743B2 (ja) * 2016-09-29 2021-04-21 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
TWI626320B (zh) * 2016-11-02 2018-06-11 財團法人工業技術研究院 鐵基軟磁非晶合金塊材與製備方法及其應用
CN110225801B (zh) 2017-01-27 2022-01-18 株式会社东金 软磁性粉末、Fe基纳米晶合金粉末、磁性部件及压粉磁芯
JP6226094B1 (ja) * 2017-01-30 2017-11-08 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP6245391B1 (ja) * 2017-01-30 2017-12-13 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
KR20210129246A (ko) * 2017-02-15 2021-10-27 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 Fe-기반 연 자성 합금
US11905582B2 (en) 2017-03-09 2024-02-20 Glassimetal Technology, Inc. Bulk nickel-niobium-phosphorus-boron glasses bearing low fractions of chromium and exhibiting high toughness
US10458008B2 (en) 2017-04-27 2019-10-29 Glassimetal Technology, Inc. Zirconium-cobalt-nickel-aluminum glasses with high glass forming ability and high reflectivity
JP6460276B1 (ja) * 2017-08-07 2019-01-30 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP6338004B1 (ja) * 2017-10-06 2018-06-06 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
CN107818854A (zh) * 2017-10-30 2018-03-20 东莞理工学院 一种铁基非晶态软磁粉芯的制备方法及应用
KR102007898B1 (ko) * 2017-12-26 2019-08-06 주식회사 포스코 인덕터 코어용 연자성 분말 및 이의 제조방법
KR102072054B1 (ko) 2018-01-30 2020-01-31 공주대학교 산학협력단 가스 및 수분사 하이브리드법에 의한 합금분말 제조장치 및 그 제조 방법
CN108461270B (zh) * 2018-02-06 2020-09-08 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种低损耗非晶磁粉芯的制备方法
JP7114985B2 (ja) * 2018-03-29 2022-08-09 スミダコーポレーション株式会社 コイル部品、電子機器、金属磁性粉末および支援装置
JP6986152B2 (ja) * 2018-06-15 2021-12-22 アルプスアルパイン株式会社 コイル封入圧粉成形コア、インダクタンス素子、および電子・電気機器
US11371108B2 (en) 2019-02-14 2022-06-28 Glassimetal Technology, Inc. Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability
EP3726724B1 (de) * 2019-04-15 2023-12-13 ConverterTec Deutschland GmbH Vorrichtung zur erzeugung elektrischer energie und verfahren
CN110106455A (zh) * 2019-05-16 2019-08-09 北京航空航天大学 一种高磷低碳软磁铁基非晶合金薄带及其制备方法
US20210222275A1 (en) * 2019-05-22 2021-07-22 Questek Innovations Llc Bulk metallic glass-based alloys for additive manufacturing
CN114974785A (zh) * 2019-11-25 2022-08-30 佛山市中研非晶科技股份有限公司 粉末包覆方法及成品粉末、成品磁粉芯制备方法
WO2021145741A1 (ko) * 2020-01-16 2021-07-22 코오롱인더스트리 주식회사 합금 조성물, 합금 분말, 합금 리본, 인덕터 및 모터
JP7285346B2 (ja) * 2020-02-04 2023-06-01 株式会社ダイヤメット 高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心とその製造方法
CN111961983B (zh) * 2020-07-10 2021-12-21 瑞声科技（南京）有限公司 低温助剂合金粉末、软磁合金及其制备方法
JP6938743B1 (ja) 2020-09-30 2021-09-22 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
CN112309676A (zh) * 2020-10-27 2021-02-02 横店集团东磁股份有限公司 一种多线圈并绕的耦合电感器及其制备方法
JP2022157029A (ja) 2021-03-31 2022-10-14 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品。
JP7047959B1 (ja) 2021-03-31 2022-04-05 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品。
JP2022157026A (ja) 2021-03-31 2022-10-14 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品。
JP2022157035A (ja) 2021-03-31 2022-10-14 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品。
CN113744948B (zh) * 2021-09-01 2022-07-12 横店集团东磁股份有限公司 非晶磁粉芯前驱体颗粒、非晶磁粉芯、其制备方法及电感器件
JP2023045961A (ja) 2021-09-22 2023-04-03 株式会社トーキン 合金粉末
CN115138835A (zh) * 2022-06-07 2022-10-04 湖南省冶金材料研究院有限公司 一种磁粉及其制备方法和应用
US11955268B2 (en) 2022-06-17 2024-04-09 The Florida International University Board Of Trustees Stacked magnetic cores having small footprints
CN116043138B (zh) * 2023-01-03 2024-09-13 深圳市铂科新材料股份有限公司 一种铁基非晶软磁材料及其制备方法
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 (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3856513A (en) * 1972-12-26 1974-12-24 Allied Chem Novel amorphous metals and amorphous metal articles
GB1505841A (en) * 1974-01-12 1978-03-30 Watanabe H Iron-chromium amorphous alloys
NL182182C (nl) 1974-11-29 1988-01-18 Allied Chem Inrichting met amorfe metaallegering.
US4052201A (en) * 1975-06-26 1977-10-04 Allied Chemical Corporation Amorphous alloys with improved resistance to embrittlement upon heat treatment
US4187128A (en) * 1978-09-26 1980-02-05 Bell Telephone Laboratories, Incorporated Magnetic devices including amorphous alloys
US4439236A (en) * 1979-03-23 1984-03-27 Allied Corporation Complex boride particle containing alloys
JPS5890708A (ja) * 1981-11-25 1983-05-30 Tdk Corp チョークコイル
JPS58213857A (ja) * 1982-06-04 1983-12-12 Takeshi Masumoto 疲労特性に優れた非晶質鉄基合金
JP2611994B2 (ja) * 1987-07-23 1997-05-21 日立金属株式会社 Ｆｅ基合金粉末およびその製造方法
CN1025931C (zh) * 1992-06-05 1994-09-14 冶金工业部钢铁研究总院 铁镍基高导磁非晶态合金
JPH0845723A (ja) 1994-08-01 1996-02-16 Hitachi Metals Ltd 絶縁性に優れたナノ結晶合金薄帯およびナノ結晶合金磁心ならびにナノ結晶合金薄帯の絶縁皮膜形成方法
JP3710226B2 (ja) * 1996-03-25 2005-10-26 明久 井上 Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金よりなる急冷リボン
JPH11131199A (ja) 1997-01-23 1999-05-18 Akihisa Inoue 軟磁性金属ガラス合金
US5976274A (en) * 1997-01-23 1999-11-02 Akihisa Inoue Soft magnetic amorphous alloy and high hardness amorphous alloy and high hardness tool using the same
EP0899754A1 (en) * 1997-08-27 1999-03-03 Alps Electric Co., Ltd. Matgnetic core including Fe-based glassy alloy
JPH1171647A (ja) 1997-08-29 1999-03-16 Alps Electric Co Ltd Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金
JP2000144349A (ja) * 1998-08-27 2000-05-26 Alps Electric Co Ltd Ｆｅ基軟磁性合金
JP3877893B2 (ja) 1999-01-08 2007-02-07 アルプス電気株式会社 高周波用高透磁率金属ガラス合金
US6432226B2 (en) * 1999-04-12 2002-08-13 Alliedsignal Inc. Magnetic glassy alloys for high frequency applications
EP1045402B1 (en) * 1999-04-15 2011-08-31 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic alloy strip, manufacturing method and use thereof
JP2001152301A (ja) 1999-11-19 2001-06-05 Alps Electric Co Ltd 軟磁性金属ガラス合金
JP2001316782A (ja) 2000-02-29 2001-11-16 Alps Electric Co Ltd 非晶質軟磁性合金
US7011718B2 (en) * 2001-04-25 2006-03-14 Metglas, Inc. Bulk stamped amorphous metal magnetic component
JP2002030398A (ja) * 2000-05-12 2002-01-31 Alps Electric Co Ltd 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法
JP3948898B2 (ja) 2000-09-27 2007-07-25 独立行政法人科学技術振興機構 高飽和磁化および良好な軟磁気特性を有するＦｅ基非晶質合金
JP2006040906A (ja) * 2001-03-21 2006-02-09 Teruhiro Makino 高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体の製造方法
US20020195178A1 (en) * 2001-06-25 2002-12-26 Liebermann Howard H. Geometrically articulated amorphous metal alloys, processes for their production and articles formed therefrom
JP3929327B2 (ja) 2002-03-01 2007-06-13 独立行政法人科学技術振興機構 軟磁性金属ガラス合金
JP3771224B2 (ja) * 2002-09-11 2006-04-26 アルプス電気株式会社 非晶質軟磁性合金粉末及びそれを用いた圧粉コア及び電波吸収体
KR100545849B1 (ko) * 2003-08-06 2006-01-24 주식회사 아모텍 철계 비정질 금속 분말의 제조방법 및 이를 이용한 연자성코어의 제조방법
CN100520994C (zh) * 2003-08-22 2009-07-29 Nec东金株式会社 高频磁芯和使用该高频磁芯的电感元件
US7170378B2 (en) * 2003-08-22 2007-01-30 Nec Tokin Corporation Magnetic core for high frequency and inductive component using same
JP4562022B2 (ja) * 2004-04-22 2010-10-13 アルプス・グリーンデバイス株式会社 非晶質軟磁性合金粉末及びそれを用いた圧粉コアと電波吸収体
EP1598836B1 (en) * 2004-05-17 2008-12-31 Nec Tokin Corporation High-frequency core and inductance component using the same
CN100442402C (zh) * 2005-11-16 2008-12-10 安泰科技股份有限公司 具有优良高频性能的铁基非晶合金粉末、磁粉芯及其制备方法
JP4849545B2 (ja) 2006-02-02 2012-01-11 Ｎｅｃトーキン株式会社 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
CN101572153B (zh) 2006-02-02 2012-10-24 Nec东金株式会社 非晶质软磁合金和使用这种合金的电感部件
KR20100057884A (ko) * 2007-09-18 2010-06-01 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤 연자성 비정질 합금

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150038299A (ko) * 2012-08-31 2015-04-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 압분자심용 철분 및 압분자심의 제조 방법
KR20160132937A (ko) * 2014-03-13 2016-11-21 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 압분 자심의 제조 방법 및 압분 자심
KR20180065717A (ko) * 2016-12-08 2018-06-18 현대자동차주식회사 몰드 인덕터 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP4849545B2 (ja) 2012-01-11
US20070175545A1 (en) 2007-08-02
DE102007004835A1 (de) 2007-09-06
KR100895915B1 (ko) 2009-05-07
JP2007231415A (ja) 2007-09-13
US20170294254A1 (en) 2017-10-12
US10984932B2 (en) 2021-04-20
CN103794327A (zh) 2014-05-14
KR20070079575A (ko) 2007-08-07
TWI383410B (zh) 2013-01-21
TW200737237A (en) 2007-10-01
KR101038384B1 (ko) 2011-06-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100895915B1 (ko) 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자
US7170378B2 (en) Magnetic core for high frequency and inductive component using same
US8287665B2 (en) Soft magnetic alloy, magnetic part using soft magnetic alloy, and method of manufacturing same
CA3051184C (en) Soft magnetic powder, fe-based nanocrystalline alloy powder, magnetic component and dust core
CN101572154B (zh) 非晶质软磁合金和使用这种合金的电感部件
US7501925B2 (en) Magnetic core using amorphous soft magnetic alloy
KR101503199B1 (ko) Fe 기 비정질 합금 분말 및 상기 Fe 기 비정질 합금 분말을 사용한 압분 코어, 그리고 코일 봉입 압분 코어
US20050254989A1 (en) High-frequency core and inductance component using the same
US20100188186A1 (en) Soft magnetic amorphous alloy
KR102486116B1 (ko) 연자성 합금
KR20120003496A (ko) 합금 조성물, Ｆｅ기 나노 결정 합금 및 그 제조 방법
JP2009174034A (ja) アモルファス軟磁性合金、アモルファス軟磁性合金薄帯、アモルファス軟磁性合金粉末およびそれを用いた磁心並びに磁性部品
KR102214392B1 (ko) 연자성 합금 및 자성 부품
JP2006032907A (ja) 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品
KR102231316B1 (ko) Fe 기 합금 조성물, 연자성 재료, 자성 부재, 전기·전자 관련 부품 및 기기
CA1222647A (en) Near-zero magnetostrictive glassy metal alloys with high magnetic and thermal stability
CN111640550B (zh) 合金和用于制备磁芯的方法
JPH0478114A (ja) 複合磁心
Yoshizawa et al. Improvement of magnetic properties in Fe‐based nanocrystalline alloys by addition of Si, Ge, C, Ga, P, Al elements and their applications

Legal Events

Date Code Title Description
A107 Divisional application of patent
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140502

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150430

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160427

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170504

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180427

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190429

Year of fee payment: 9