KR20110071021A - Ｆｅ 기 연자성 합금 및 상기 Ｆｅ 기 연자성 합금을 사용한 압분 코어 - Google Patents

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Abstract

(과제) 낮은 코어 로스와 높은 직류 중첩 특성을 얻을 수 있는 Fe 기 연성 합금 및, 상기 Fe 기 연자성 합금을 사용한 압분 코어를 제공하는 것을 목적으로 한다.
(해결 수단) 본 발명에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, Fe 와 원소 R 을 갖고, 원소 R 은, P, C, B 및 Si 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있고, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되고, 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며, 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 것이다. 또한, 본 발명에서는, 조성식이 Fe100 -x- uJxRu 로 나타내어지고, 원소 J 는, Cr, Co, Ni 및 Nb 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 17 at％ ≤ u ≤ 25 at％, 17 at％ ≤ x+u ≤ 27.1 at％ 이다.

Description

Ｆｅ 기 연자성 합금 및 상기 Ｆｅ 기 연자성 합금을 사용한 압분 코어{IRON-BASED SOFT MAGNETIC ALLOY AND DUST CORE COMPRISING THE IRON-BASED SOFT MAGNETIC ALLOY}
본 발명은, 예를 들어 트랜스나 전원용 초크 코일 등의 자기 코어 (압분 코어) 에 적용하는 Fe 기 연자성 합금에 관한 것이다.
전자 부품 등에 적용되는 Fe 금속 가루, Fe-Ni 합금 분말, Fe-Al-Si 합금 분말 등을 사용한 압분 코어는, 최근의 고주파화나 대전류화에 수반하여, 낮은 코어 로스와 함께 우수한 직류 중첩 특성이 요구된다.
압분 코어는, 연자성 합금 분말이 결착재에 의해, 목적으로 하는 형상으로 고화 성형된 것으로, 종래의 리본재를 권회 또는 적층한 자기 코어와 비교하여 코어 로스가 낮고, 형상의 자유도가 있고, 페라이트 코어보다 우수한 포화 자화를 얻을 수 있다. 압분 코어의 원료가 되는 상기 연자성 합금 분말에는, 높은 포화 자화나 투자율 등의 양호한 연자기 특성이 요구되고 있어, Fe 기 아모르퍼스 합금 분말 (특허문헌 1) 이나 FeCuNbSiB 계 나노 결정 합금 분말 (특허문헌 9) 등의 적용이 검토되었다. 이로써, 낮은 코어 로스와 양호한 직류 중첩 특성을 실현할 수 있다.
일본 공개특허공보 2004-156134호 일본 공개특허공보 평2-180005호 일본 공개특허공보 평1-68446호 일본 공개특허공보 2005-68451호 일본 공개특허공보 2007-270271호 일본 공개특허공보 평2-232301호 일본 공개특허공보 소57-185957호 일본 공개특허공보 소63-117406호 일본 공개특허공보 소64-28301호
그러나, 최근 전원 회로의 고전류화에 수반하여, 낮은 코어 로스를 유지하면서, 더욱 높은 직류 중첩 특성이 요구되고, 특허문헌 1 에 개시된 Fe 기 아모르퍼스 합금 분말에서는, 코어 로스는 낮게 할 수 있지만 직류 중첩 특성이 여전히 낮다. 또한, 특허문헌 9 에 개시된 FeCuNbSiB 계 나노 결정 합금 분말에서는, 일단, 균일한 아모르퍼스 합금 분말을 제조해야 하는데, 이 합금계는 아모르퍼스 형성능이 부족하여, 분말 합금을 제조하는 방법으로서 일반적인 물 아토마이즈법이나 가스 아토마이즈법에서는 냉각 속도가 충분하지 않기 때문에 균일하고 또한, 완전한 아모르퍼스 합금 분말을 만들 수 없었다. 이 때문에, 그 후 결정화 열처리를 실시해도 균일한 BCC 구조의 Fe(α-Fe) 결정상을 얻을 수 없거나, 화합물상이 석출되고, 압분 코어를 형성하였을 때에 자기 특성이 대폭 열화된다는 결점이 있다.
본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 종래와 동등한 낮은 코어 로스와 함께, 종래에 비해 우수한 직류 중첩 특성을 얻을 수 있는 Fe 기 연자성 합금을 개발하기에 이르렀다.
그래서, 본 발명은, 낮은 코어 로스와 높은 직류 중첩 특성을 얻을 수 있는 Fe 기 연성 합금 및, 상기 Fe 기 연자성 합금을 사용한 압분 코어를 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은,
Fe 와 원소 R 을 갖고, 원소 R 은, P, C, B 및 Si 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고,
α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있고, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되고, 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명에서는, 조성식이 Fe100-x-uJxRu 로 나타내어지고, 원소 J 는, Cr, Co, Ni 및 Nb 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 17 at％ ≤ u ≤ 25 at％, 17 at％ ≤ x+u ≤ 27.1 at％ 인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는, 조성식이 Fe100-x-y-z-w-tJxPyCzBwSit 로 나타내어지고, 0 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 0 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 11 at％, 17 at％ ≤ x+y+z+w+t ≤ 27.1 at％ 인 것이 보다 바람직하다.
본 발명에서는, Fe 와, 상기 원소 J 로부터 Nb 를 제외한 Cr, Co 및 Ni 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지는 원소 M 과, P, C, B 및 Si 로 구성되고,
조성식이 Fe100-x-y-z-w-tMxPyCzBwSit 로 나타내어지고, 조성비를 나타내는 x, y, z, w, t 는, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 0.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 2.15 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 16.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 8.9 at％, 72.9 at％ ≤ 100-x-y-z-w-t ≤ 79.4 at％ 인 Fe 기 연자성 합금으로 할 수 있다. 상기에서, 2.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 6.7 at％ ≤ w ≤ 11.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 5.9 at％ 인 것이 보다 바람직하다.
또는, 본 발명에서는, 조성식이 Fe100-w-t-bBwSitCrb 로 나타내어지고, 11 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 10 at％, 0 at％ ≤ b ≤ 1 at％, 75 at％ ≤ 100-w-t-b ≤ 83 at％ 인 것이 바람직하다.
또는, 본 발명에서는, Fe 와, 상기 원소 J 를 구성하는 Nb 또는 Nb 및 Cr 로 이루어지는 원소 L 과, 상기 원소 R 을 구성하는 P 및 B 로 구성되고,
조성식이 Fe100-y-w-aPyBwLa 로 나타내어지고, 6 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 8 at％ ≤ w ≤ 14 at％, 2 at％ ≤ a ≤ 3 at％, 77 at％ ≤ 100-y-w-a ≤ 80 at％ 인 Fe 기 연자성 합금으로 할 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서의 압분 코어는, 상기 중 어느 하나에 기재된 Fe 기 연자성 합금의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명에서는, 아토마이즈법이나 액체 급랭법 등에 의해 얻어진 상기 Fe 기 연자성 합금에 대하여 소정의 가열 처리를 실시함으로써, α-Fe 결정상을 석출시켜, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직을 얻을 수 있다. 상기 조성에서 벗어난 Fe 기 연자성 합금은, 가열 처리함으로써, α-Fe 결정상이 석출되지 않고 Fe 화합물이 석출되거나, 또는 α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도가 지나치게 근접하여 α-Fe 결정상뿐만 아니라 Fe 화합물도 석출되기 쉽다. 본 발명의 Fe 기 연자성 합금에 의하면, α-Fe 의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있어 열처리시의 온도 관리를 양호하게 행할 수 있다.
아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직이 형성된 본 발명의 Fe 기 연자성 합금에서는, 종래에 비해 높은 포화 자화 및 투자율 등의 양호한 연자기 특성이 얻어져, 종래와 동등한 코어 로스와 함께 종래에 비해 높은 직류 중첩 특성이 얻어진다.
본 발명에서는, 상기 혼상 조직 중에서 차지하는 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하로 제어함으로써, 코어 로스를 효과적으로 작게 할 수 있다.
그리고, 본 발명에 있어서의 Fe 기 연자성 합금을 압분 코어에 사용함으로써, 고주파화 및 대전류화 등에 적절히 대응할 수 있게 된다.
본 발명의 Fe 기 연자성 합금에 의하면, 종래에 비해 높은 포화 자화 및 투자율 등의 양호한 연자기 특성이 얻어져, 종래와 동등한 코어 로스와 함께 종래에 비해 높은 직류 중첩 특성이 얻어진다.
그리고, 본 발명에 있어서의 Fe 기 연자성 합금을 압분 코어에 사용함으로써, 고주파화 및 대전류화 등에 적절히 대응할 수 있게 된다.
도 1 은, 표 1 의 No.1 ∼ 34 중, 조성식이 Fe78.9PyC2.2BwSit 로 표기되는 각 시료의 삼원도이다.
도 2 는, 표 1 의 No.35 ∼ 47 의 각 시료의 삼원도이다.
도 3 은, 표 1 의 No.49 ∼ 55 의 조성식이 Fe98-y-wPyBwNb2 로 표기되는 각 시료의 삼원도이다.
도 4 는, 표 4 에 나타내는 압분 코어 A (비교예) 에 대한 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5 는, 압분 코어 A 에 대하여 510 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다.
도 6 의 (a) 는, 압분 코어 A 에 대하여 490 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진, 도 6 의 (b) 는, 압분 코어 A 에 대하여 510 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진이다.
도 7 은, 표 4 에 나타내는 압분 코어 B (실시예) 에 대한 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8 은, 압분 코어 B 에 대하여 450 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다.
도 9 의 (a) 는, 압분 코어 B 에 대하여 450 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진 및 전자선 회절 이미지, 도 9 의 (b) 는, 압분 코어 B 에 대하여 470 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진 및 전자선 회절 이미지이다.
도 10 은, 도 9 의 (a) 를 더욱 확대하여 나타낸 TEM 사진이다.
도 11 은, 표 4 에 나타내는 압분 코어 C (실시예) 에 대한 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 12 는, 압분 코어 C 에 대하여 460 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다.
도 13 의 (a) 는, 압분 코어 B 에 대하여 460 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진 및 전자선 회절 이미지, 도 13 의 (b) 는, 압분 코어 B 에 대하여 480 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진 및 전자선 회절 이미지이다.
도 14 는, 도 13 의 (a) 를 더욱 확대하여 나타낸 TEM 사진이다.
도 15 는, 표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 A (리본) 를 490 ℃ 및 500 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과이다.
도 16 은, 표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 B (리본) 를 420 ℃, 430 ℃, 440 ℃, 450 ℃ 및 460 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과이다.
도 17 은, 표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 C (리본) 를 430 ℃, 440 ℃, 450 ℃, 460 ℃ 및 470 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과이다.
도 18 은, 표 5 에 나타내는 압분 코어 B 및 C 의 조성에 있어서, 가열 처리 온도를 변화시키고, 결정화 비율을 변화시켰을 때의 코어 로스와의 관계의 측정 결과이다.
도 19 는, 표 5 에 나타내는 압분 코어 B 및 C 의 조성에 있어서, 가열 처리 온도를 변화시키고, 평균 결정자 직경을 변화시켰을 때의 코어 로스와의 관계의 측정 결과이다.
도 20 은, 표 1 의 No.48 의 시료를 사용한 압분 코어 D 에 대한 열처리 온도와 코어 로스의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 21 은, 표 1 의 No.48 의 합금을 410 ℃, 430 ℃, 440 ℃ 및 460 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과이다.
도 22 는, 표 1 의 No.21 의 합금을 380 ℃, 420 ℃, 450 ℃, 460 ℃ 및 470 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과이다.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, Fe (철) 와 원소 R 을 갖는다. 원소 R 은, P (인), C (탄소), B (붕소) 및 Si (규소) 중 적어도 어느 1 종을 함유한다.
그리고, 본 실시형태에서는, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있다. 따라서, 본 실시형태에서는, Fe 화합물이 석출되지 않도록 열처리를 할 때의 온도 관리를 행하기 쉽다. α-Fe 결정상뿐만 아니라 Fe 화합물도 석출되면, 코어 로스가 커지는 것이 후술하는 실험에 의해 증명되었다. 한편, Fe 화합물이란 FeP 등이다.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금에 의하면, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직을 구성할 수 있고, 상기 혼상 조직 중에서 차지하는 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며, 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하이다. 이로써 종래에 비해 높은 포화 자화 및 투자율 등의 양호한 연자기 특성이 얻어져, 종래와 동등한 코어 로스와 함께 종래에 비해 높은 직류 중첩 특성을 얻을 수 있게 된다.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, 조성식이 Fe100 -x- uJxRu 로 나타내어지고, 원소 J 는, Cr (크롬), Co (코발트), Ni (니켈) 및 Nb (니오븀) 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 17 at％ ≤ u ≤ 25 at％, 17 at％ ≤ x+u ≤ 27.1 at％ 인 것이 바람직하다. 또한, 본 실시형태에서는, 조성식이 Fe100-x-y-z-w-tJxPyCzBwSit 로 나타내어지고, 0 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 0 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 11 at％, 17 at％ ≤ x+y+z+w+t ≤ 27.1 at％ 인 것이 보다 바람직하다. 이로써, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있는 Fe 기 연자성 합금을 적절하게 또한, 용이하게 형성할 수 있다.
다음으로, 제 1 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금에 대하여 설명한다.
(Fe-M-P-C-B-Si)
Fe 를 주성분으로 하고, 적어도 P, C, B, Si 를 함유한다. 상기 Fe 기 연자성 합금은, 하기 조성식으로 나타내어진다.
Fe100-x-y-z-w-tMxPyCzBwSit
여기서, 원소 M 은, 상기 원소 J 로부터 Nb 를 제외한 Cr, Co 및 Ni 중 적어도 어느 1 종으로 이루어진다. 조성비를 나타내는 x, y, z, w, t 는, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 0.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 2.15 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 16.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 8.9 at％, 72.9 at％ ≤ 100-x-y-z-w-t ≤ 79.4 at％ 이다.
상기와 같이, 제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, 자성을 나타내는 Fe 와, 아모르퍼스 형성능 (비정질 형성능) 을 갖는 P, C, B, Si 와 같은 반금속 원소를 구비하고 있다.
또한, 제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, 열처리에 의해 주상인 아모르퍼스상과, α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되어 있다. α-Fe 결정상은 bcc 구조이다. 또한, 후술하는 실험 결과에 의하면, 열처리를 실시하지 않은 상태에서, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상 (다른 결정상의 석출 없음) 의 혼상 조직을 구비하는 Fe 기 연자성 합금도 존재하였다. 이 경우, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도의 온도차는, Fe 화합물의 석출 온도 그 자체를 당해 온도차로 간주하기로 한다.
제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금의 Fe 량 (100-x-y-z-w-t) 은, 72.9 at％ 이상 79.4 at％ 이하이다. Fe 량은 77.4 at％ 이상인 것이 바람직하다. 이와 같이 Fe 량이 많음으로써 높은 포화 자화를 얻을 수 있다. 단, Fe 의 첨가량이 지나치게 많아지면, 합금의 아모르퍼스 형성능의 정도를 나타내는 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 가 0.50 미만이 되기 쉬워, 아모르퍼스 형성능이 저하되므로 바람직하지 않다. 또한, 상기 식에 있어서 Tm 은 합금을 가열하여 합금이 완전하게 융해된 온도를 나타낸다.
또한, 제 1 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, 상기에 나타내는 바와 같이, P 의 첨가량 (y) 이 0.3 at％ 이상이고, 8.3 at％ 이하이다. P 의 첨가량 (y) 은, 2.3 at％ 이상인 것이 바람직하고, 5.3 at％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, B 의 첨가량 (w) 은 5.7 at％ 이상 16.7 at％ 이하이다. B 의 첨가량 (w) 은, 6.7 at％ 이상이고 11.7 at％ 이하의 범위 내인 것이 바람직하고, 10.7 at％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Si 의 첨가량 (t) 은 1.9 at％ ≤ t ≤ 8.9 at％ 이고, 5.9 at％ 이하인 것이 바람직하다.
이와 같은 조성으로 함으로써, ΔTx = Tx - Tg (단, Tx 는 결정화 개시 온도, Tg 는 유리 천이 온도를 나타냄) 의 식으로 나타내어지는 과냉각 액체의 온도 간격 (ΔTx) 이 20 K 이상을 나타내고, 조성에 따라서는 ΔTx 가 40 K 이상이라는 현저한 온도 간격을 가져, 아모르퍼스 형성능을 보다 높일 수 있다.
원소 M 은, Cr, Co, Ni 중 적어도 어느 1 종이 선택된다. 이 중 Cr 은, 합금에 부동태화 (不動態化) 산화 피막을 형성할 수 있고, Fe 기 연자성 합금의 내식성을 향상시킬 수 있다. 예를 들어, 물 아토마이즈법에 있어서, 합금 용탕이 직접 물에 접촉하였을 때, 나아가서는 Fe 기 연자성 합금의 건조 공정에 있어서 발생하는 부식 부분의 발생을 방지할 수 있다.
또한, Co 는, 퀴리 온도 (Tc) 를 높임과 함께 포화 자화를 높이는 효과를 갖는다. 또한, Ni 도 Cr 과 마찬가지로 내식성을 향상시킨다.
원소 M 은, 필수 원소가 아니어서 Fe 기 연자성 합금 중에 함유하지 않아도 되지만, 함유하는 경우에는 6 at％ 이하로 조정한다.
또한, Fe 기 연자성 합금에 C 를 첨가하면 열적 안정성이 향상된다. 또한, Si 의 첨가도 열적 안정성에 기여하고 있다. C 의 첨가량 (z) 은, 2.15 at％ 이상이고 4.2 at％ 이하이다. C 의 첨가량 (z) 은, 2.2 at％ 이상인 것이 바람직하다.
본 실시형태에서는, 상기 조성식으로 이루어지는 Fe 기 연자성 합금을 예를 들어 아토마이즈법에 의해 분말 형상으로, 또는 액체 급랭법에 의해 띠 형상 (리본 형상) 으로 제조할 수 있지만, 이 시점에서는 조직 전체가 아모르퍼스 상태이다 (또한, 상기한 바와 같이 비 (非) 열처리 상태 (as-Q) 에서도 아모르퍼스상과 함께 α-Fe 결정상이 석출된 것도 존재하였다).
본 실시형태에서는, 상기에서 얻어진 분말 형상의 Fe 기 연자성 합금이나 띠 형상의 Fe 기 연자성 합금에 대하여, 가열 처리에 의해, Fe 기 연자성 합금 형성시에 발생한 내부 응력을 완화시키고, 공정(共晶) 조성으로부터 여분의 Fe 가 석출되기 시작하는 가장 구조 완화가 진행된 상태, 즉, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직을 형성한다.
제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, 상기한 조성식과 더불어, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직인 점에 특징적 구성이 있다.
상기 조성에서 벗어난 Fe-M-P-C-B-Si 합금에 대하여 가열 처리를 실시하면, α-Fe 결정상이 석출되지 않거나, 또는 α-Fe 결정상과 함께 Fe 화합물이 석출되거나, 또는 α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도가 근접해 버린다.
제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금에서는, α-Fe 의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있어 온도 관리를 양호하게 행할 수 있다. 또한, 상기 20 ℃ 이상의 온도차는, 제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금을 승온 속도 40 ℃/min 으로 가열 처리하였을 때의 수치이다.
제 1 실시형태의 Fe 기 연자성 합금에서는, 종래에 비해 높은 포화 자화 및 투자율, 나아가서는 작은 보자력 등의 양호한 연자기 특성이 얻어져, 종래와 동등한 코어 로스와 함께 종래에 비해 높은 직류 중첩 특성이 얻어진다.
(Fe-B-Si)
제 2 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, Fe 를 주성분으로 하고, B 또는, B 와 Si 를 함유한다. 상기 Fe 기 연자성 합금은, 하기 조성식으로 나타내어진다.
조성식이 Fe100-w-t-bBwSitCrb 로 나타내어지고, 11 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 10 at％, 0 at％ ≤ b ≤ 1 at％, 75 at％ ≤ 100-w-t-b ≤ 83 at％ 이다. 또한, Si 의 조성비 (t) 는, 2 at％ 이상인 것이 바람직하고, 또는 7 at％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, B 의 조성비 (w) 는, 12 at％ 이상인 것이 바람직하다.
제 2 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, 열처리에 의해 주상인 아모르퍼스상과, α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되어 있다.
그리고, 제 2 실시형태의 Fe 기 연자성 합금에 있어서도, α-Fe 의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있어 열처리시의 온도 관리를 양호하게 행할 수 있다.
(Fe-P-B-L)
제 3 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, Fe 와, 상기 원소 J 를 구성하는 Nb 또는 Nb 및 Cr 로 이루어지는 원소 L 과, 상기 원소 R 을 구성하는 P 및 B 로 구성된다. 상기 Fe 기 연자성 합금은, 하기 조성식으로 나타내어진다.
조성식이 Fe100-y-w-aPyBwLa 로 나타내어지고, 6 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 8 at％ ≤ w ≤ 14 at％, 2 at％ ≤ a ≤ 3 at％, 77 at％ ≤ 100-y-w-a ≤ 80 at％ 이다. Fe 의 조성비는 79 at％ 이하인 것이 바람직하다.
제 3 실시형태의 Fe 기 연자성 합금은, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되어 있다.
그리고, 제 3 실시형태의 Fe 기 연자성 합금에 있어서도, α-Fe 의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있어 열처리시의 온도 관리를 양호하게 행할 수 있다.
또는 α-Fe 의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있는 상기 이외의 Fe 기 연자성 합금으로는, Fe-Cr-Si-B-C 를 제시할 수 있다.
본 실시형태에서는, 상기 혼상 조직 중에서 차지하는 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며, 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는, 10 ％ 이하이다. 여기서, α-Fe 결정상의 결정자의 직경 및 석출량의 체적 비율은 X 선 회절법에 의해 구할 수 있다. 본 실시형태에 있어서는 X 선 패턴의 측정을 이하의 조건에서 실시하였다. 결정자의 직경은 α-Fe 피크의 반값 폭으로부터 Scherrer 의 식을 사용하고, 석출량의 체적 비율은 α-Fe 의 결정 부분과 아모르퍼스 부분의 강도 비율에 의해 구하였다. 또한, 상기 α-Fe 의 결정상은 상기한 결정자가 단독으로 존재, 또는 복수 개가 집합한 조직이다.
X 선 측정 조건
스캔법 : 스텝 스캔 관구(管球) : Co
스텝폭 : 0.004°
계수 시간 : 1 초
이상의 측정 조건으로부터 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하이면, 코어 로스를 효과적으로 저감시킬 수 있는 것을 알 수 있었다.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금 분말은, 예를 들어 결착재에 의해 고화 성형된 압분 코어에 사용된다. Fe 기 연자성 합금 분말은, 대략 구 형상 또는 타원체 형상으로 이루어진다. 상기 Fe 기 연자성 합금 분말은, 압분 코어 중에 다수 개 존재하고, 각 Fe 기 연자성 합금 분말 사이가 상기 결착재에 의해 절연된 상태로 되어 있다.
또한, 상기 결착재로는, 에폭시 수지, 실리콘 수지, 실리콘 고무, 페놀 수지, 우레아 수지, 멜라민 수지, PVA (폴리비닐알코올) 등의 액상 또는 분말상의 수지 또는 고무나, 물유리 (Na2O-SiO2), 산화물 유리 분말 (Na2O-B2O3-SiO2, PbO-B2O3-SiO2, PbO-BaO-SiO2, Na2O-B2O3-ZnO, CaO-BaO-SiO2, Al2O3-B2O3-SiO2, B2O3-SiO2), 졸 겔법에 의해 생성되는 유리 형상 물질 (SiO2, Al2O3, ZrO2, TiO2 등을 주성분으로 하는 것) 등을 들 수 있다.
본 실시형태의 Fe 기 연자성 합금을 압분 코어에 사용함으로써, 고주파화 및 대전류화 등에 적절히 대응할 수 있다.
또한, 본 실시형태의 Fe 기 연자성 합금의 용도는 압분 코어로 한정되지 않는다.
상기한 압분 코어를 제조하려면, 먼저, Fe 기 자성 합금 분말을 아토마이즈법에 의해 형성한다. 아토마이즈법에는 물 아토마이즈법 또는 가스 아토마이즈법을 사용하는 것이 바람직하다.
계속해서, 상기 Fe 기 연자성 합금 분말과, 결착재 및 윤활재를 가지고 이루어지는 첨가재를 혼합한다. 이 때, 혼합물 중의 상기 결착재의 혼합율은 0.3 질량％ ∼ 5 질량％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 또한, 혼합물 중의 윤활재의 혼합율은 0.1 질량％ ∼ 2 질량％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 상기 윤활재에는, 예를 들어 스테아르산아연을 사용할 수 있다.
상기 Fe 기 연자성 합금 분말과 첨가재를 혼합한 후, 건조·분쇄하여 조립(造粒) 가루를 얻는다.
상기 조립 가루를 프레스 성형의 금형에 충전하기 쉽도록 분급한다. 예를 들어, 눈금 간격 300 ㎛ 이상 850 ㎛ 이하의 체를 사용하여 분급해서 얻어지는 300 ∼ 850 ㎛ 의 조립 가루를 사용한다.
계속해서, 상기 조립 가루를 금형에 충전하고, 압력을 인가하면서, 실온 또는 소정의 온도까지 가열하고 압축 성형하여 소정 형상의 코어 전구체를 얻는다. 예를 들어, 프레스압은 20 t/㎠ 이다. 또한, 코어 전구체는 예를 들어 대략 링 형상이다.
계속해서, 상기 코어 전구체를 열처리한다. 열처리 조건의 일례를 나타내면, N2 가스 분위기 하에서, 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고 460 ℃ 에서 1 시간 가열한다. 이로써 압축 성형에 의해 상기 Fe 기 연자성 합금 분말에 발생한 내부 응력을 제거할 수 있다. 또한, 본 실시형태에서는, 아모르퍼스로 형성된 Fe 기 연자성 합금 분말의 조직 중에 α-Fe 결정상을 석출시킬 수 있다.
여기서, 가열 처리 온도를 지나치게 높게 설정하면, α-Fe 결정상뿐만 아니라 Fe 화합물도 석출되어, 코어 로스가 커져 바람직하지 않다.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 연자성 합금은, 승온 속도 40 ℃/min 으로 가열 처리를 실시하였을 때의 α-Fe 결정상의 석출 온도와, Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있다. 따라서, 본 실시형태에 의하면, Fe 화합물이 석출되지 않도록 열처리시의 온도 관리를 행하기 쉽다.
또한, Fe 화합물이 석출되지 않아도, α-Fe 결정상의 석출량이 증가하면 코어 로스가 커지기 쉽다. α-Fe 결정상의 석출량은, 가열 처리 온도가 높아지면 증가하므로, 아모르퍼스상과의 혼상 조직 중에서 차지하는 상기 α-Fe 결정상이 40 ％ 이하가 되도록 가열 처리 온도를 조정하는 것이 바람직하다.
실시예
(조성 범위의 실험)
이하의 표 1 에 나타내는 다수의 Fe 기 연자성 합금을 형성하였다. 이들 합금은 모두 액체 급랭법에 의해 리본 형상으로 형성되어 있다.
Figure pct00001
표 1 에는, 각 시료에 있어서의 Tc, Tg, Tx, ΔTx, Tm, Tg/Tm, Tx/Tm, 포화 자화 (σs) 가 기재되어 있다.
또한, 표 1 에 나타내는 석출 온도란에는 α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도가 기재되어 있다. 또한, ○ 표기는, 승온 속도 40 ℃/min 으로 가열 처리를 실시하여 α-Fe 결정상이 석출됨과 함께, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있는 합금을 가리킨다. 각 시료에 대하여, 서서히 열처리 온도를 상승시키고, XRD 규정을 실시하면서 α-Fe 결정상 및 Fe 화합물이 석출되기 시작하였을 때의 각 온도를 구하였다.
표 1 에 나타내는 바와 같이, No.9, 28, 39, 46, 52, 53 의 합금은 모두 α-Fe 결정상이 석출되지 않고 Fe 화합물이 석출되어 있어, 우수한 자기 특성을 얻는 것은 기대할 수 없다. No.11, 23, 27, 29, 37, 57, 58 의 합금은 모두 α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 약 10 ℃ 의 온도차 밖에 없기 때문에, α-Fe 결정상만을 석출시키기 위한 가열 처리의 온도 제어가 곤란하여, 화합물상이 석출되기 쉽다. No.45 의 합금은, 액체 급랭법에 의해 띠 형상 (리본 형상) 으로 제작하였지만, 이 시점에서 조직의 전체는 Fe 화합물이 석출되어 있었다. 그 때문에, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도차는 없는 것으로 간주하였다.
표 1 에 나타내는 실험 결과로부터 본 실시예의 Fe 기 연자성 합금의 조성을 이하와 같이 규정하였다.
먼저, 원소를, Fe 와, P, C, B 및 Si 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지는 원소 R 과, Cr, Co, Ni 및 Nb 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지는 원소 J 로 나누었다.
그리고, 조성식을 Fe100-x-uJxRu 로 하였다. 여기서, 원소 J 를 함유하지 않는 시료도 있고, 원소 J 를 함유하는 경우, 최대 6 at％ 였다. 따라서, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％ 로 하였다. 계속해서, 원소 R 은, 각 시료에서 최소치가 17 at％, 최대치가 25 at％ 였다. 따라서, 17 at％ ≤ u ≤ 25 at％ 로 하였다. 단 Fe 는 아무리 낮아도 72.9 at％ 가 필요하기 때문에 (No.34 의 합금), Fe 를 제외한 조성비 x+u 는, 아무리 높아도 27.1 at％ 이다. 따라서, 17 at％ ≤ x+u ≤ 27.1 at％ 로 규정하였다.
또한, 원소 R 을 구성하는 각 원소를 각각, 조성식 중에 표기한 Fe100-x-y-z-w-tJxPyCzBwSit 로 나타내는 것이 바람직하다. 이러한 조성식에서는 표 1 의 실험 결과로부터, 0 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 0 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 11 at％, 17 at％ ≤ x+y+z+w+t ≤ 27.1 at％ 로 규정하였다.
다음으로, 표 1 에 나타내는 No.1 ∼ 34 의 실시예의 각 합금은 이하의 조성식에 의해 나타낼 수 있다.
즉, 조성식이 Fe100-x-y-z-w-tMxPyCzBwSit 로 나타내어진다. 여기서, 원소 M 은, 상기 원소 J 로부터 Nb 를 제외한 Cr, Co 및 Ni 중 적어도 어느 1 종으로 이루어진다. 그리고, 조성비를 나타내는 x, y, z, w, t 는, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 0.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 2.15 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 16.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 8.9 at％, 72.9 at％ ≤ 100-x-y-z-w-t ≤ 79.4 at％ 이다.
또한, Fe 의 조성비 (100-x-y-z-w-t) 는 77.4 at％ 이상인 것이 바람직한 것으로 하였다. 또한, P 의 조성비 (y) 는 2.3 at％ 이상인 것이 바람직하고, 5.3 at％ 이상인 것이 보다 바람직한 것으로 하였다. 또한, C 의 조성비 (z) 는 2.2 at％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, B 의 조성비 (w) 는 6.7 at％ ∼ 11.7 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하고, 10.7 at％ 이하인 것이 보다 바람직한 것으로 하였다. 또한, Si 의 조성비 (t) 는 5.9 at％ 이하인 것이 바람직한 것으로 하였다.
도 1 에는, No.1 ∼ 34 중, 조성식이 Fe78.9PyC2.2BwSit 로 표기되는 각 시료의 삼원도를 나타낸다.
또한, 표 1 및 도 1 에 나타내는 바와 같이, Fe78.9P2.3C2.2B7.7Si8.9 (No.21) 는, 비열처리 상태 (as-Q) 에서 이미 아모르퍼스상 외에 α-Fe 결정상이 석출된 상태로 되어 있고 (Fe 화합물상은 석출되어 있지 않음), 따라서, 이 합금에서도 α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이의 온도차는 20 ℃ 이상이기 때문에 실시예로 하였다.
다음으로, No.35 ∼ 48 의 실시예의 각 합금은 이하의 조성식에 의해 나타낼 수 있다.
즉, 조성식이 Fe100 -w-t- bBwSitCrb 로 나타내어진다. 그리고, 11 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 10 at％, 0 at％ ≤ b ≤ 1 at％, 75 at％ ≤ 100-w-t-b ≤ 83 at％ 이다. 바람직하게는, B 의 조성비 (w) 는 12 at％ 이상이고, Si 의 조성비 (t) 는 7 at％ 이하이다.
도 2 는, No.35 ∼ 47 의 각 시료의 삼원도이다.
다음으로, No.49 ∼ 56 의 실시예의 각 합금은 이하의 조성식에 의해 나타낼 수 있다.
조성식이 Fe100-y-w-aPyBwLa 로 나타내어진다. 여기서, 원소 L 은, 상기 원소 J 를 구성하는 Nb 또는 Nb 및 Cr 로 이루어진다. 그리고, 6 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 8 at％ ≤ w ≤ 14 at％, 2 at％ ≤ a ≤ 3 at％, 77 at％ ≤ 100-y-w-a ≤ 80 at％ 이다. 바람직하게는, Fe 의 조성비는 79 at％ 이하이다.
도 3 은, No.49 ∼ 55 의 조성식이 Fe98-y-wPyBwNb2 로 표기되는 각 시료의 삼원도를 나타낸다.
또한, 표 1 에 나타내는 바와 같이, Fe73.72Cr2.28Si11B11C2 (No.59 의 합금) 에서도, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이의 온도차를 20 ℃ 이상으로 할 수 있었다.
(코어 로스 및 직류 중첩 특성의 실험)
다음으로, 이하의 표 2 에 나타내는 3 종류의 Fe 기 연자성 합금을 액체 급랭법에 의해 리본 형상으로 형성하였다. 또한, 표 3 에 나타내는 3 종류의 Fe 기 연자성 합금을 물 아토마이즈법에 의해 분말 형상으로 형성하였다.
Figure pct00002
Figure pct00003
또한, 표 2 에 나타내는 리본 형상의 Fe 기 연자성 합금 및 표 3 에 나타내는 분말 형상의 Fe 기 연자성 합금에 대해서는 가열 처리를 실시하지 않았다.
계속해서, 표 3 에 나타내는 3 종류의 Fe 기 연자성 합금 분말을 사용하여 압분 코어를 형성하였다.
압분 코어는, 표 3 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말과, 실리콘 수지 (1.4 질량％), 스테아르산아연 (0.3 질량％) 을 혼합·건조·분쇄하고, 눈금 간격 300 ㎛ 및 눈금 간격 850 ㎛ 의 체를 사용하여 300 ∼ 850 ㎛ 로 분급해서 조립 가루를 형성하고, 또한, 프레스압 20 t/㎠ 로, 외경이 20 ㎜, 내경이 12 ㎜, 높이가 6.8 ㎜ 인 링 형상의 코어 전구체를 형성하고, N2 가스 분위기 하에서, 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 이하의 표 4 에 나타내는 각 가열 처리 온도에서 1 시간 가열하여 얻었다.
그리고, 표 4 에 나타내는 각 압분 코어의 코어 로스, 투자율 및 직류 중첩 특성 (μ5500A/m) 을 측정하였다.
Figure pct00004
Fe 기 연자성 합금 B 및 C 는, 모두 본 실시예의 조성 범위에 포함된다. 한편, Fe 기 연자성 합금 A 는 본 실시예의 조성 범위에서 벗어난다. 표 2 내지 표 4 에 나타내는 바와 같이, Fe 기 연자성 합금 B 및 C 의 Fe 량은 Fe 기 연자성 합금 A 의 Fe 량보다 많다.
표 2, 표 3 에 나타내는 바와 같이, Fe 기 연자성 합금 B 및 C 의 포화 자화 (σs) 는, Fe 기 연자성 합금 A 의 포화 자화 (σs) 보다 커진다. 그리고, 표 4 에 나타내는 바와 같이 표 3 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말 B 및 C 를 사용하여 형성된 압분 코어 B 및 C 이면, 코어 로스를 Fe 기 연자성 합금 분말 A 를 사용하여 형성된 압분 코어 A 의 코어 로스와 거의 동등하게 낮게 할 수 있고 (약 300 ㎾/㎥), 게다가 압분 코어 A 보다 높은 직류 중첩 특성이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
(압분 코어 A 에 대한 실험)
다음으로, 표 4 에 나타내는 압분 코어 A (비교예) 에 대하여 상이한 온도의 가열 처리를 실시하여, 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 측정하였다. 그 실험 결과가 도 4 에 나타나 있다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다.
도 4 에 나타내는 바와 같이, 가열 처리 온도가 500 ℃ 정도까지는 코어 로스가 낮지만, 500 ℃ 를 초과하면 급격하게 코어 로스가 커지는 것을 알 수 있었다. 이러한 점에서, 비교예인 압분 코어 A 는, 온도 관리가 어려워 최적의 가열 온도에서 가열 처리를 실시해도 부분적으로 500 ℃ 를 초과하면 특성이 대폭 열화되기 때문에, 양산시의 품질의 불안정으로 이어질 우려가 큰 것을 알 수 있다.
도 5 는, 압분 코어 A 에 대하여 510 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다. 도 5 에 나타내는 바와 같이, 아모르퍼스를 나타내는 브로드한 회절 피크 이외에, 상이한 회절각에 각각 결정 피크 (화살표로 나타냄) 가 나타나는 것을 알 수 있었다. 이것은, 압분 코어 A 의 Fe 기 연자성 합금의 조성에서는, α-Fe 결정상만을 석출시킨다는 본 실시형태의 특징을 구비할 수 없는 것을 나타내고 있다.
도 6 의 (a) 는, 압분 코어 A 에 대하여 490 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진, 도 6 의 (b) 는, 압분 코어 A 에 대하여 510 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진을 나타낸다.
도 6 의 (a) 및 (b) 에 나타내는 검고 둥글게 비치고 있는 부분이 Fe 기 연자성 합금 분말이다. 도 6 의 (a) 에 나타내는 바와 같이 490 ℃ 의 가열에서는, Fe 기 연자성 합금 분말의 조직 전체가 아모르퍼스인 것을 알 수 있었다. 한편, 도 6 의 (b) 에 나타내는 바와 같이 510 ℃ 의 가열에서는, 아모르퍼스 이외에 결정상이 석출되는 것을 알 수 있었다.
이 결정상에 대하여 고찰하면, 도 5 의 XRD 측정에서도 알 수 있듯이, α-Fe 결정상뿐만 아니라 Fe 화합물도 함유되어 있는 것을 알 수 있었다.
도 4 에 나타내는 바와 같이, 압분 코어 A 에 대하여 가열 처리 온도를 올려 가면, 505 ℃ 부근을 경계로 하여 Fe 기 연자성 합금 분말에 결정상이 석출된다. 도 4 에 나타내는 바와 같이, 가열 처리를 실시해도 전체가 아모르퍼스 상태이면 코어 로스는 낮지만, 결정상이 석출되면 α-Fe 의 결정상뿐만 아니라, 자기 특성에 악영향을 미치는 다른 Fe 화합물층도 동시에 석출되어 버려, 급격하게 코어 로스가 커지는 것을 알 수 있었다.
(압분 코어 B 에 대한 실험)
다음으로, 표 4 에 나타내는 압분 코어 B (실시예) 에 대하여 상이한 온도의 가열 처리를 실시하여, 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 측정하였다. 그 실험 결과가 도 7 에 나타나 있다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다.
도 8 은, 압분 코어 B 에 대하여 450 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다. 도 8 에 나타내는 바와 같이 아모르퍼스를 나타내는 브로드한 회절 피크 이외에, α-Fe 결정상이 나타나는 것을 알 수 있었다.
도 9 의 (a) 는, 압분 코어 B 에 대하여 450 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진, 도 9 의 (b) 는, 압분 코어 B 에 대하여 470 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진을 나타낸다. 도 9 에는, 추가로 전자선 회절 이미지도 함께 게재하였다. 또한, 도 10 은 도 9 의 (a) 를 더욱 확대하여 나타낸 TEM 사진이다.
도 8, 도 9 의 (a) 및 도 10 에 나타내는 바와 같이 450 ℃ 의 가열에서는, Fe 기 연자성 합금 분말이, 아모르퍼스와 α-Fe 결정상의 혼상 조직인 것을 알 수 있었다. 또한, α-Fe 결정상의 석출량은 Fe 기 연자성 합금 분말의 조직 중 10 ∼ 20 ％ 였다. 또한, 도 9 의 (a) 에 나타내는 α-Fe 결정상의 결정자의 직경 (평균) 은 35 ∼ 45 ㎚ 정도였다. 이 결정상은 도 9 의 (a) 에 나타내는 전자선 회절 이미지에도 나타내는 바와 같이, 거의 α-Fe 결정상으로 생각되지만, 20 ％ 정도까지 결정상이 석출되어도, 도 7 에 나타내는 바와 같이 코어 로스의 증가를 억제할 수 있었다.
한편, 도 9 의 (b) 에 나타내는 바와 같이, 470 ℃ 의 가열에서는, 결정상의 석출량이 20 ％ 정도까지 많아졌다. 이 결정상은 도 9 의 (b) 에 나타내는 전자선 회절 이미지에도 나타내는 바와 같이, 거의 α-Fe 결정상으로 생각되고, 결정상의 석출량이 20 ％ 정도까지 많아져도, 도 7 에 나타내는 바와 같이 코어 로스는 그다지 커지지 않는 것을 알 수 있었다. 또한, 도 9 의 (b) 에 나타내는 결정상의 결정자의 직경 (평균) 은 40 ∼ 45 ㎚ 정도였다.
또한, 도 7 에 나타내는 바와 같이, 코어 로스는, Fe 기 연자성 합금의 아모르퍼스 중에 α-Fe 결정상이 약간 석출되는 혼상 조직일 때 가장 작아지는 것을 알 수 있었다.
(압분 코어 C 에 대한 실험)
다음으로, 표 4 에 나타내는 압분 코어 C (실시예) 에 대하여 상이한 온도의 가열 처리를 실시하여, 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 측정하였다. 그 실험 결과가 도 11 에 나타나 있다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다.
도 12 는, 압분 코어 C 에 대하여 460 ℃ 에서 가열 처리하였을 때의 XRD 측정 결과이다. 도 12 에 나타내는 바와 같이 아모르퍼스를 나타내는 브로드한 회절 피크 이외에, α-Fe 결정상이 나타나는 것을 알 수 있었다.
도 13 의 (a) 는, 압분 코어 C 에 대하여 460 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진, 도 13 의 (b) 는, 압분 코어 C 에 대하여 480 ℃ 의 가열 처리를 실시하였을 때의 TEM 사진을 나타낸다. 도 13 에는, 추가로 전자선 회절 이미지도 함께 게재하였다. 또한, 도 14 는 도 13 의 (a) 를 더욱 확대하여 나타낸 TEM 사진이다.
도 12, 도 13 의 (a) 및 도 14 에 나타내는 바와 같이 460 ℃ 의 가열에서는, Fe 기 연자성 합금 분말이, 아모르퍼스와 α-Fe 결정상의 혼상 조직인 것을 알 수 있었다. 또한, α-Fe 결정상의 석출량은 Fe 기 연자성 합금 분말의 조직 중 8 ∼ 15 ％ 였다. 또한, 도 13 의 (a) 에 나타내는 α-Fe 결정상의 결정자의 직경 (평균) 은 35 ∼ 40 ㎚ 정도였다.
한편, 도 13 의 (b) 에 나타내는 바와 같이 480 ℃ 의 가열에서는, 결정상의 석출량이 40 ∼ 45 ％ 정도까지 많아졌다. 이 결정상은 도 13 의 (b) 에 나타내는 전자선 회절 이미지에도 나타내는 바와 같이, α-Fe 결정상이 주체라고 생각되지만, 결정상이 지나치게 많아지고, 또한, 다른 화합물상의 석출에 의해 도 11 에 나타내는 바와 같이 코어 로스가 급격하게 커져 버리는 것을 알 수 있었다.
압분 코어 C 에 있어서도, 도 11 에 나타내는 바와 같이 코어 로스는, Fe 기 연자성 합금의 아모르퍼스 중에 α-Fe 결정상이 약간 석출되는 혼상 조직일 때 가장 작아지는 것을 알 수 있었다.
(Fe 기 연자성 합금 A (리본) (비교예) 의 XRD 측정 결과)
표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 A (리본) 를 490 ℃ 및 500 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과를 도 15 에 나타낸다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 30 분간 가열하였다.
도 15 에 나타내는 바와 같이, 490 ℃ 의 가열에서는 조직 전체가 아모르퍼스였지만, 가열 처리 온도를 500 ℃ 로 하면, Fe 화합물이 석출되는 것을 알 수 있었다.
(Fe 기 연자성 합금 B (리본) (실시예) 의 XRD 측정 결과)
표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 B (리본) 를 420 ℃, 430 ℃, 440 ℃, 450 ℃ 및 460 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과를 도 16 에 나타낸다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 30 분간 가열하였다.
도 16 에 나타내는 바와 같이, 420 ℃ 의 가열에서는, 조직 전체가 아모르퍼스였지만, 430 ℃ 이상으로 가열하면 α-Fe 결정상이 석출되고, 추가로 가열을 460 ℃ 로 하면 Fe 화합물도 석출되는 것을 알 수 있었다. 따라서, α-Fe 결정상만 석출되는 가열 처리의 온도 영역이 있어, 이 영역에서 가열 처리를 실시하면, 우수한 자기 특성을 갖는 Fe 기 연자성 합금이 얻어지는 것을 기대할 수 있다.
(Fe 기 연자성 합금 C (리본) (실시예) 의 XRD 측정 결과)
표 2 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 C (리본) 를 430 ℃, 440 ℃, 450 ℃, 460 ℃ 및 470 ℃ 로 가열하였을 때의 각각의 XRD 측정 결과를 도 17 에 나타낸다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다.
도 17 에 나타내는 바와 같이, 430 ℃ 의 가열에서는, 조직 전체가 아모르퍼스였지만, 440 ℃ 이상으로 가열하면 α-Fe 결정상이 석출되고, 추가로 가열을 470 ℃ 로 하면 Fe 화합물도 석출되는 것을 알 수 있었다. 따라서, α-Fe 결정상만 석출되는 가열 처리의 온도 영역이 있어, 이 영역에서 가열 처리를 실시하면, 우수한 자기 특성을 갖는 Fe 기 연자성 합금이 얻어지는 것을 기대할 수 있다.
(압분 코어 B 및 C 의 결정자의 직경·결정화 비율 (체적 분율) 과 코어 특성의 관계)
압분 코어 B 및 C 의 가열 처리 온도를 변화시켰을 때의 결정자의 직경 (평균) 과 결정화 비율 (체적 분율), 코어 로스와의 관계를 표 5, 도 18 및 도 19 에 나타낸다. 또한, 가열 처리 조건은 N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다. 평균 결정자 직경 및 결정화 비율은 XRD 에 의해 구한 것이다.
Figure pct00005
표 5, 도 18 및 도 19 에 나타내는 바와 같이, 평균 결정자 직경이 34.7 ∼ 44.7 ㎚ 로서, 결정화의 비율이 7.9 ∼ 31 ％ 이고 코어 로스가 500 ㎾/㎥ 를 하회하고 있어, 양호한 자기 특성을 갖고 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 결정자의 직경이 34 ㎚ 이하이고, 결정화 비율이 40 ％ 를 초과하면 코어 로스가 급격하게 악화되는 것을 알 수 있었다.
(Fe 기 연자성 합금 D 및 압분 코어 D (실시예) 에 관한 실험)
다음으로, 표 1 의 No.48 의 Fe 기 연자성 합금을 액체 급랭법에 의해 리본 형상으로 형성하고, 상기 Fe 기 연자성 합금을 물 아토마이즈법에 의해 분말 형상으로 형성하였다. 이하, 표 6 에 분말 특성이 나타나 있다.
Figure pct00006
또한, 표 6 에 나타내는 분말 형상의 Fe 기 연자성 합금에 대해서는 가열 처리를 실시하지 않았다.
계속해서, 표 6 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말을 사용하여 압분 코어를 형성하였다.
압분 코어는, 표 6 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말과, 실리콘 수지 (1.4 질량％), 스테아르산아연 (0.3 질량％) 을 혼합·건조·분쇄하고, 눈금 간격 300 ㎛ 및 눈금 간격 850 ㎛ 의 체를 사용하여 300 ∼ 850 ㎛ 로 분급해서 조립 가루를 형성하고, 또한, 프레스압 20 t/㎠ 로, 외경이 20 ㎜, 내경이 12 ㎜, 높이가 6.8 ㎜ 인 링 형상의 코어 전구체를 형성하고, N2 가스 분위기 하에서, 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 440 ℃ 에서 1 시간 가열하여 얻었다.
그리고, 압분 코어의 코어 로스, 투자율 및 직류 중첩 특성 (μ5500A/m) 을 측정하였다. 그 실험 결과가 표 7 에 나타나 있다.
Figure pct00007
표 7 에 나타내는 바와 같이, 코어 로스를 500 ㎾/㎥ 이하로 할 수 있고, 또한, 높은 직류 중첩 특성이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
다음으로, 압분 코어 D (실시예) 에 대하여 상이한 온도의 가열 처리를 실시하여, 가열 처리 온도와 코어 로스의 관계를 측정하였다. 그 실험 결과가 표 8 및 도 20 에 나타나 있다. 또한, 가열 처리 조건은, N2 가스 분위기 하에서, 가열 처리 온도까지의 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하고, 가열 처리 온도에 도달하면 1 시간 가열하였다.
Figure pct00008
또한, 도 21 은, Fe 기 연자성 합금 D (리본) 의 각 열처리에 있어서의 XRD 측정 결과를 나타낸다. 도 21 에 나타내는 바와 같이, 410 ℃ 의 가열에서는 조직 전체가 아모르퍼스였지만, 430 ℃ 이상으로 가열하면 α-Fe 결정상이 석출되고, 추가로 가열 온도를 460 ℃ 정도로까지 상승시키면 Fe 화합물도 석출되는 것을 알 수 있었다. 따라서, α-Fe 결정상만 석출되는 가열 처리의 온도 영역이 있어, 이 영역에서 가열 처리를 실시하면, 우수한 자기 특성을 갖는 Fe 기 연자성 합금이 얻어지는 것을 기대할 수 있다.
(Fe 기 연자성 합금 E 에 관한 실험)
다음으로, 표 1 의 No.21 의 Fe 기 연자성 합금 E (리본) 를 사용하여 실시한 XRD 측정 결과를 도 22 에 나타낸다. 또한, 실험 조건은, 상기한 각 실험의 조건과 동일하다.
Fe 기 연자성 합금 E 는, 비열처리 상태 (as-Q) 에서 아모르퍼스상 중에 α-Fe 결정상이 석출된 상태이다. 그리고, 열처리를 실시하면, α-Fe 결정상의 석출이 현저하게 나타나고, 열처리 온도가 460 ℃ 정도일 때까지 석출하면 결정상은 거의 α-Fe 결정상인 것을 알 수 있었다.
그리고, 열처리 온도를 470 ℃ 이상으로 하면, Fe 화합물도 석출되는 것을 알 수 있었다. 따라서, Fe 기 연자성 합금 E 에 있어서도, α-Fe 결정상만을 적절히 석출시킬 수 있고, 또한, α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차를 형성할 수 있어, 우수한 자기 특성을 갖는 Fe 기 연자성 합금이 얻어지는 것을 기대할 수 있다.

Claims (8)

  1. Fe 와 원소 R 을 갖고, 원소 R 은, P, C, B 및 Si 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고,
    α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있고, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되고, 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며, 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하이고,
    조성식이 Fe100-x-uJxRu 로 나타내어지고, 원소 J 는, Cr, Co, Ni 및 Nb 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 17 at％ ≤ u ≤ 25 at％, 17 at％ ≤ x+u ≤ 27.1 at％ 인 것을 특징으로 하는 Fe 기 연자성 합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    조성식이 Fe100-x-y-z-w-tJxPyCzBwSit 로 나타내어지고, 0 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 0 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 11 at％, 17 at％ ≤ x+y+z+w+t ≤ 27.1 at％ 인 Fe 기 연자성 합금.
  3. 제 2 항에 있어서,
    Fe 와, 상기 원소 J 로부터 Nb 를 제외한 Cr, Co 및 Ni 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지는 원소 M 과, P, C, B 및 Si 로 구성되고,
    조성식이 Fe100-x-y-z-w-tMxPyCzBwSit 로 나타내어지고, 조성비를 나타내는 x, y, z, w, t 는, 0 at％ ≤ x ≤ 6 at％, 0.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 2.15 at％ ≤ z ≤ 4.2 at％, 5.7 at％ ≤ w ≤ 16.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 8.9 at％, 72.9 at％ ≤ 100-x-y-z-w-t ≤ 79.4 at％ 인 Fe 기 연자성 합금.
  4. 제 3 항에 있어서,
    2.3 at％ ≤ y ≤ 8.3 at％, 6.7 at％ ≤ w ≤ 11.7 at％, 1.9 at％ ≤ t ≤ 5.9 at％ 인 Fe 기 연자성 합금.
  5. 제 2 항에 있어서,
    조성식이 Fe100-w-t-bBwSitCrb 로 나타내어지고, 11 at％ ≤ w ≤ 17 at％, 0 at％ ≤ t ≤ 10 at％, 0 at％ ≤ b ≤ 1 at％, 75 at％ ≤ 100-w-t-b ≤ 83 at％ 인 Fe 기 연자성 합금.
  6. 제 2 항에 있어서,
    Fe 와, 상기 원소 J 를 구성하는 Nb 또는 Nb 및 Cr 로 이루어지는 원소 L 과, 상기 원소 R 을 구성하는 P 및 B 로 구성되고,
    조성식이 Fe100-y-w-aPyBwLa 로 나타내어지고, 6 at％ ≤ y ≤ 11 at％, 8 at％ ≤ w ≤ 14 at％, 2 at％ ≤ a ≤ 3 at％, 77 at％ ≤ 100-y-w-a ≤ 80 at％ 인 Fe 기 연자성 합금.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 Fe 기 연자성 합금의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 압분 코어.
  8. Fe 와 원소 R 을 갖고, 원소 R 은, P, C, B 및 Si 중 적어도 어느 1 종으로 이루어지고,
    α-Fe 결정상의 석출 온도와 Fe 화합물의 석출 온도 사이에 20 ℃ 이상의 온도차가 있고, 아모르퍼스상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직으로 형성되고, 상기 α-Fe 결정상의 결정자의 직경이 50 ㎚ 이하이며, 또한, 상기 α-Fe 결정상의 체적 분율은 전체의 40 ％ 이하인 Fe 기 연자성 합금의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 압분 코어.
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