KR20130109205A - Fe 기 비정질 합금 분말 및 상기 Fe 기 비정질 합금 분말을 사용한 압분 코어, 그리고 코일 봉입 압분 코어 - Google Patents
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Abstract
(과제) 특히, 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 및 우수한 내식성을 구비하여 높은 자기 특성을 갖는 압분 코어나 코일 봉입 압분 코어용으로서의 Fe 기 비정질 합금 분말을 제공하는 것을 목적으로 한다.
(해결 수단) 본 발명의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 조성식이 (Fe100 -a-b-c-x-y-z-tNiaSnbCrcPxCyBzSit)100-αMα 로 나타내어지고, 0 at％≤a≤10 at％, 0 at％≤b≤3 at％, 0 at％≤c≤6 at％, 6.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤4.2 at％, 0 at％≤t≤3.9 at％ 이며, 금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어지며, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.04 wt％≤α≤0.6 wt％ 인 것을 특징으로 하는 것이다. 이로써, 저 Tg 화와 함께, 우수한 내식성 및 높은 자기 특성을 얻을 수 있다.
(해결 수단) 본 발명의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 조성식이 (Fe100 -a-b-c-x-y-z-tNiaSnbCrcPxCyBzSit)100-αMα 로 나타내어지고, 0 at％≤a≤10 at％, 0 at％≤b≤3 at％, 0 at％≤c≤6 at％, 6.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤4.2 at％, 0 at％≤t≤3.9 at％ 이며, 금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어지며, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.04 wt％≤α≤0.6 wt％ 인 것을 특징으로 하는 것이다. 이로써, 저 Tg 화와 함께, 우수한 내식성 및 높은 자기 특성을 얻을 수 있다.
Description
본 발명은, 예를 들어 트랜스나 전원용 초크 코일 등의 압분 코어 및 코일 봉입 압분 코어에 적용하는 Fe 기 비정질 합금 분말에 관한 것이다.
전자 부품 등에 적용되는 압분 코어나 코일 봉입 압분 코어에는, 최근의 고주파화나 대전류화에 수반하여, 우수한 직류 중첩 특성이나 낮은 코어 로스가 요구된다.
그런데, Fe 기 비정질 합금 분말이 결착재에 의해 목적한 형상으로 성형된 압분 코어에 대하여, Fe 기 비정질 합금 분말의 분말 형성시의 응력 변형이나 압분 코어 성형시의 응력 변형을 완화하기 위하여, 코어 성형 후에 열처리가 실시된다.
코어 성형체에 대하여 실제로 실시되는 열처리 온도는, 피복 도선이나 결착재 등의 내열성을 고려하여 그다지 높은 온도로 설정할 수 없기 때문에, Fe 기 비정질 합금 분말의 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 억제하는 것이 필요하였다. 그와 함께, 내식성을 향상시켜 우수한 자기 특성을 구비하는 것이 필요하였다.
그래서 본 발명은, 상기의 종래 과제를 해결하기 위한 것으로, 특히 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 및 우수한 내식성을 구비하여 높은 투자율과 낮은 코어 로스를 갖는 압분 코어나 코일 봉입 압분 코어용으로서의 Fe 기 비정질 합금 분말을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말은,
조성식이 (Fe100-a-b-c-x-y-z-tNiaSnbCrcPxCyBzSit)100-αMα 로 나타내어지고, 0 at％≤a≤10 at％, 0 at％≤b≤3 at％, 0 at％≤c≤6 at％, 6.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤4.2 at％, 0 at％≤t≤3.9 at％ 이며, 금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어지며, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.04 wt％≤α≤0.6 wt％ 인 것을 특징으로 하는 것이다.
낮은 유리 천이 온도 (Tg) 를 얻기 위해서는, Si 나 B 의 첨가량을 낮게 억제하는 것이 필요하다. 한편 Si 량의 저하에 의해 내식성이 저하되기 쉬워지기 때문에, 본 발명에서는 활성이 높은 금속 원소 M 을 소량 첨가함으로써, 분말 표면에 얇은 부동태층을 안정적으로 형성할 수 있어, 내식성을 향상시켜 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다. 본 발명에서는, 금속 원소 M 량을 첨가함으로써 분말의 입자 형상을 구상 (애스펙트비 = 1) 보다 애스펙트비를 크게 할 수 있어, 코어의 투자율 (μ) 을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 이상에 의해 본 발명에서는, 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 와 함께, 우수한 내식성을 구비하여 높은 투자율과 낮은 코어 로스를 갖는 Fe 기 비정질 합금 분말로 할 수 있다.
본 발명에서는, B 의 첨가량 z 는 0 at％≤z≤2 at％ 이고, Si 의 첨가량 t 는 0 at％≤t≤1 at％ 이며, B 의 첨가량 z 와 Si 의 첨가량 t 를 더한 z＋t 는 0 at％≤z＋t≤2 at％ 인 것이 바람직하다. 이로써, 보다 효과적으로 유리 천이 온도 (Tg) 의 저하를 도모할 수 있다.
또 본 발명에서는, B 와 Si 의 쌍방이 첨가되어 있는 경우에 있어서는, B 의 첨가량 z 쪽이 Si 의 첨가량 t 보다 큰 것이 바람직하다. 이로써, 효과적으로 유리 천이 온도 (Tg) 의 저하를 도모할 수 있다.
또 본 발명에서는, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.1 wt％≤α≤0.6 wt％ 인 것이 바람직하다. 이로써, 안정적으로 높은 투자율 (μ) 을 얻을 수 있다.
또 본 발명에서는, 금속 원소 M 은 적어도 Ti 를 포함하는 것이 바람직하다. 이로써, 분말 표면에 효과적으로 얇은 부동태층을 안정적으로 형성할 수 있어 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다.
혹은 본 발명에서는, 금속 원소 M 은 Ti, Al 및 Mn 을 포함하는 형태로 할 수도 있다.
또 본 발명에서는, Ni 와 Sn 중 어느 일방만이 첨가되는 것이 바람직하다.
또 본 발명에서는, Ni 의 첨가량 a 는 0 at％≤a≤6 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 이로써, 안정적으로 높은 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 을 얻을 수 있어 비정질 형성능을 높일 수 있다.
또 본 발명에서는, Sn 의 첨가량 b 는 0 at％≤b≤2 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. Sn 량을 늘리면, 분말의 O2 농도를 증가시켜 내식성의 저하를 초래하기 때문에, 내식성의 저하를 억제하고, 또한 비정질성 형성능을 높이기 위해서, Sn 의 첨가량 b 는 2 at％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또 본 발명에서는, Cr 의 첨가량 c 는 0 at％≤c≤2 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 이로써 효과적으로 유리 천이 온도 (Tg) 를 안정적으로 낮게 할 수 있다.
또 본 발명에서는, P 의 첨가량 x 는 8.8 at％≤x≤10.8 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 이로써, 융점 (Tm) 을 낮게 할 수 있고, 저 Tg 화에 의해서도 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 할 수 있어 비정질성 형성능을 높일 수 있다.
또 본 발명에서는, 0 at％≤a≤6 at％, 0 at％≤b≤2 at％, 0 at％≤c≤2 at％, 8.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤2 at％, 0 at％≤t≤1 at％, 0 at％≤z＋t≤2 at％, 0.1 wt％≤α≤0.6 wt％ 를 만족하는 것이 바람직하다.
또 본 발명에서는, 분말의 애스펙트비가 1 보다 크고 1.4 이하인 것이 바람직하다. 이로써, 코어의 투자율 (μ) 을 높일 수 있다.
또 본 발명에서는, 분말의 애스펙트비가 1.2 이상이고 1.4 이하인 것이 바람직하다. 이로써, 코어의 투자율 (μ) 을 안정적으로 높일 수 있다.
또 본 발명에서는, 금속 원소 M 의 농도는 분말 내부보다 분말 표면층에서 높게 되어 있는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 활성이 높은 금속 원소 M 을 소량 첨가함으로써, 금속 원소 M 은 분말 표면층에 응집되어 부동태층을 형성할 수 있다.
또 본 발명에서는, 조성 원소에 Si 를 포함하는 경우에는, 상기 분말 표면층에서의 금속 원소 M 의 농도는 Si 의 농도보다 높게 되어 있는 것이 바람직하다. 금속 원소 M 의 첨가량 α 가 제로, 혹은 첨가량 α 가 본 발명보다 적은 형태이면, Si 농도가 분말 표면에서 높아진다. 이 때, 부동태층의 두께는 본 발명보다 두꺼워지기 쉽다. 이에 대하여 본 발명에서는, Si 의 첨가량을 3.9 at％ 이하 (Fe-Ni-Cr-P-C-Si 중에서의 첨가량) 로 억제한 상태에서 활성이 높은 금속 원소 M 을 합금 분말 중, 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하의 범위 내에서 첨가함으로써, 금속 원소 M 을 분말 표면에 응집시켜 Si 나 O 와 함께 얇은 부동태층을 형성할 수 있어 우수한 자기 특성을 얻는 것이 가능해진다.
또 본 발명에 있어서의 압분 코어는, 상기에 기재된 Fe 기 비정질 합금 분말의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명에서는, 상기 압분 코어에 있어서 Fe 기 비정질 합금 분말의 최적 열처리 온도를 낮게 할 수 있기 때문에, 결착재의 내열 온도 미만의 열처리 온도에서 응력 변형을 적절히 완화할 수 있고, 압분 코어의 투자율 (μ) 을 높게 할 수 있으며, 아울러 코어 로스도 낮게 할 수 있기 때문에, 적은 턴수로 원하는 높은 인덕턴스를 얻을 수 있어, 발열 압분 코어의 발열이나 동손 (銅損) 도 억제하는 것이 가능하다.
또 본 발명에 있어서의 코일 봉입 압분 코어는, 상기에 기재된 Fe 기 비정질 합금 분말의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 압분 코어와, 상기 압분 코어에 덮이는 코일을 가지며 이루어지는 것을 특징으로 하는 것이다. 본 발명에서는, 코어의 최적 열처리 온도를 낮게 할 수 있어 코어 로스의 저감을 도모하는 것이 가능하다. 이 경우, 코일은 에지 와이즈 코일을 사용하면 바람직하다. 에지 와이즈 코일을 사용하면, 코일 도체의 단면적이 큰 에지 와이즈 코일을 사용할 수 있기 때문에, 직류 저항 RDc 를 작게 할 수 있어 발열 및 동손을 억제하는 것이 가능해진다.
본 발명의 Fe 기 비정질 합금 분말에 의하면, 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 와 함께, 우수한 내식성을 구비하여 높은 자기 특성을 갖는다.
또 본 발명의 상기 Fe 기 비정질 합금 분말의 분말을 사용한 압분 코어나 코일 봉입 압분 코어에 의하면, 코어의 최적 열처리 온도를 낮게 할 수 있고, 또 투자율 (μ) 을 향상시켜 코어 로스의 저감을 도모할 수 있다.
도 1 은 압분 코어의 사시도,
도 2(a) 는 코일 봉입 압분 코어의 평면도,
도 2(b) 는 도 2(a) 에 나타내는 A-A 선을 따라 절단하여 화살표 방향에서 본 코일 봉입 압분 코어의 종단면도,
도 3 은 본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말의 단면의 이미지도,
도 4 는 비교예 (Ti 량이 0.035 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말의 XPS 분석 결과,
도 5 는 실시예 (Ti 량이 0.25 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말의 XPS 분석 결과,
도 6 은 비교예 (Ti 량이 0.035 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말에 있어서의 AES 의 뎁스 프로파일,
도 7 은 실시예 (Ti 량이 0.25 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말에 있어서의 AES 의 뎁스 프로파일,
도 8 은 Fe 기 비정질 합금 분말 중에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 분말의 애스펙트비의 관계를 나타내는 그래프,
도 9 는 Fe 기 비정질 합금 분말 중에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 코어의 투자율 (μ) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 10 은 도 8 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말의 애스펙트비와 도 9 에 나타내는 코어의 투자율 (μ) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 11 은 Fe 기 비정질 합금 분말에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 합금의 포화 자화 (Is) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 12 는 압분 코어의 최적 열처리 온도와 코어 로스 (W) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 13 은 Fe 기 비정질 합금의 유리 천이 온도 (Tg) 와 압분 코어의 최적 열처리 온도의 관계를 나타내는 그래프,
도 14 는 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 15 는 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 16 은 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 17 은 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프,
도 18 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 19 는 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 20 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 21 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프,
도 22 는 Fe 기 비정질 합금의 P 첨가량과 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 23 은 Fe 기 비정질 합금의 C 첨가량과 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 24 는 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 25 는 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 26 은 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 포화 자화 (Is) 의 관계를 나타내는 그래프.
도 2(a) 는 코일 봉입 압분 코어의 평면도,
도 2(b) 는 도 2(a) 에 나타내는 A-A 선을 따라 절단하여 화살표 방향에서 본 코일 봉입 압분 코어의 종단면도,
도 3 은 본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말의 단면의 이미지도,
도 4 는 비교예 (Ti 량이 0.035 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말의 XPS 분석 결과,
도 5 는 실시예 (Ti 량이 0.25 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말의 XPS 분석 결과,
도 6 은 비교예 (Ti 량이 0.035 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말에 있어서의 AES 의 뎁스 프로파일,
도 7 은 실시예 (Ti 량이 0.25 wt％) 의 Fe 기 비정질 합금 분말에 있어서의 AES 의 뎁스 프로파일,
도 8 은 Fe 기 비정질 합금 분말 중에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 분말의 애스펙트비의 관계를 나타내는 그래프,
도 9 는 Fe 기 비정질 합금 분말 중에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 코어의 투자율 (μ) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 10 은 도 8 에 나타내는 Fe 기 연자성 합금 분말의 애스펙트비와 도 9 에 나타내는 코어의 투자율 (μ) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 11 은 Fe 기 비정질 합금 분말에서 차지하는 Ti 의 첨가량과 합금의 포화 자화 (Is) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 12 는 압분 코어의 최적 열처리 온도와 코어 로스 (W) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 13 은 Fe 기 비정질 합금의 유리 천이 온도 (Tg) 와 압분 코어의 최적 열처리 온도의 관계를 나타내는 그래프,
도 14 는 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 15 는 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 16 은 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 17 은 Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프,
도 18 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 19 는 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 20 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 21 은 Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프,
도 22 는 Fe 기 비정질 합금의 P 첨가량과 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 23 은 Fe 기 비정질 합금의 C 첨가량과 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 24 는 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 25 는 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프,
도 26 은 Fe 기 비정질 합금의 Cr 첨가량과 포화 자화 (Is) 의 관계를 나타내는 그래프.
본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 조성식이 (Fe100-a-b-c-x-y-z-tNiaSnbCrcPxCyBzSit)100-αMα 로 나타내어지고, 0 at％≤a≤10 at％, 0 at％≤b≤3 at％, 0 at％≤c≤6 at％, 6.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤4.2 at％, 0 at％≤t≤3.9 at％ 이며, 금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어지며, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.04 wt％≤α≤0.6 wt％ 이다.
상기와 같이, 본 실시형태의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 주성분으로서의 Fe 와 Ni, Sn, Cr, P, C, B, Si (단, Ni, Sn, Cr, B, Si 의 첨가는 임의) 및 금속 원소 M 을 첨가하여 이루어지는 연자성 합금이다.
또, 본 실시형태의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 포화 자속 밀도를 보다 높게 하거나 자왜 (磁歪) 를 조정하기 위해서, 코어 성형시의 열처리에 의해 주상인 비정질상과 α-Fe 결정상의 혼상 조직이 형성되어 있어도 된다. α-Fe 결정상은 bcc 구조이다.
본 실시형태에서는, B 의 첨가량 및 Si 의 첨가량을 가능한 한 적게 하여 저 Tg 화를 도모함과 함께, Si 의 첨가량의 저하에 의해 열화되는 내식성을 활성이 높은 금속 원소 M 의 소량 첨가에 의해 향상시키는 것이다.
이하에서는, 우선 Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 각 조성 원소의 첨가량에 대하여 설명한다.
본 실시형태의 Fe 기 비정질 합금 분말에 함유되는 Fe 의 첨가량은, 상기한 조성식에서는 Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중 (100-a-b-c-x-y-z-t) 로 나타내어지고, 후술하는 실험에서는 Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중 65.9 at％ ∼ 77.4 at％ 정도의 범위 내이다. 이와 같이 Fe 의 첨가량이 많음으로써 높은 자화를 얻을 수 있다.
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 Ni 의 첨가량 a 는, 0 at％≤a≤10 at％ 의 범위 내에서 규정된다. Ni 의 첨가에 의해 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게, 또한 환산 유리화 온도 (Tg/Tm), Tx/Tm 을 높은 값으로 유지할 수 있다. 여기서 Tm 은 융점, Tx 는 결정화 개시 온도이다. Ni 의 첨가량 a 를 10 at％ 정도까지 크게 해도 비정질을 얻을 수 있다. 단, Ni 의 첨가량 a 가 6 at％ 를 초과하면, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 이 저하되어, 비정질 형성능이 저하되므로, 본 실시형태에서는 Ni 의 첨가량 a 는 0 at％≤a≤6 at％ 의 범위 내인 것이 바람직하고, 나아가 4 at％≤a≤6 at％ 의 범위 내로 하면, 안정적으로 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 와 높은 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 을 얻는 것이 가능하다.
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 Sn 의 첨가량 b 는, 0 at％≤b≤3 at％ 의 범위 내에서 규정된다. Sn 의 첨가량 b 를 3 at％ 정도까지 크게 해도 비정질을 얻을 수 있다. 단, Sn 의 첨가에 의해 합금 분말 중의 산소 농도가 증가하여, Sn 의 첨가에 의해 내식성이 저하되기 쉽다. 그 때문에 Sn 의 첨가량은 필요 최소한으로 억제한다. 또 Sn 의 첨가량 b 를 3 at％ 정도로 하면 Tx/Tm 이 크게 저하되어, 비정질 형성능이 저하되기 때문에 Sn 의 첨가량 b 의 바람직한 범위를 0≤b≤2 at％ 로 설정하였다. 혹은, Sn 의 첨가량 b 는 1 at％≤b≤2 at％ 의 범위 내인 것이 높은 Tx/Tm 을 확보할 수 있어 보다 바람직하다.
그런데 본 실시형태에서는, Fe 기 비정질 합금 분말에 Ni 와 Sn 의 쌍방을 첨가하지 않거나, 또는 Ni 혹은 Sn 중 어느 일방만을 첨가하는 것이 바람직하다. 이로써 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 및 높은 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 뿐만 아니라, 보다 효과적으로 자화를 높게 하고 또한 내식성을 향상시키는 것이 가능해진다.
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 Cr 의 첨가량 c 는, 0 at％≤c≤6 at％ 의 범위 내에서 규정된다. Cr 은, 분말 표면에 부동태층의 형성을 촉진시킬 수 있어 Fe 기 비정질 합금 분말의 내식성을 향상시킬 수 있다. 예를 들어, 물 애토마이즈법을 이용하여 Fe 기 비정질 합금 분말을 제작할 때에 있어서, 합금 용탕이 직접 물에 닿았을 때, 나아가서는 물 애토마이즈 후의 Fe 기 비정질 합금 분말의 건조 공정에 있어서 발생하는 부식 부분의 발생을 방지할 수 있다. 한편, Cr 의 첨가에 의해 유리 천이 온도 (Tg) 가 높아지고, 또 포화 자화 (Is) 가 저하되기 때문에, Cr 의 첨가량 c 는 필요 최소한으로 억제하는 것이 효과적이다. 특히, Cr 의 첨가량 c 를 0 at％≤c≤2 at％ 의 범위 내로 설정하면, 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 유지할 수 있기 때문에 바람직하다.
또한 Cr 의 첨가량 c 를 1 at％≤c≤2 at％ 의 범위 내에서 조정하는 것이 보다 바람직하다. 양호한 내식성과 함께, 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 유지할 수 있고, 또한 높은 자화를 유지할 수 있다.
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 P 의 첨가량 x 는, 6.8 at％≤x≤10.8 at％ 의 범위 내에서 규정된다. 또, Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 C 의 첨가량 y 는, 2.2 at％≤y≤9.8 at％ 의 범위 내에서 규정된다. P 및 C 의 첨가량을 상기 범위 내로 규정함으로써 비정질을 얻을 수 있다.
또 본 실시형태에서는, Fe 기 비정질 합금 분말의 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 하고, 동시에 비정질 형성능의 지표가 되는 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 하는데, 유리 천이 온도 (Tg) 의 저하에 의해 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 하기 위해서는 융점 (Tm) 을 낮게 하는 것이 필요하다.
본 실시형태에서는, 특히 P 의 첨가량 x 를 8.8 at％≤x≤10.8 at％ 의 범위 내로 조정함으로써 융점 (Tm) 을 효과적으로 낮게 할 수 있어, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 할 수 있다.
일반적으로, P 는 반 (半) 금속 중에서 자화를 저하시키기 쉬운 원소로서 알려져 있어, 높은 자화를 얻기 위해서는 첨가량은 어느 정도 적게 할 필요가 있다. 덧붙여, P 의 첨가량 x 를 10.8 at％ 로 하면, Fe-P-C 의 삼원 합금의 공정 (共晶) 조성 (Fe79.4P10.8C9.8) 부근이 되기 때문에, P 를 10.8 at％ 를 초과하여 첨가하는 것은 융점 (Tm) 의 상승을 초래한다. 따라서, P 의 첨가량의 상한은 10.8 at％ 로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기와 같이 융점 (Tm) 을 효과적으로 저하시켜 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 하기 위해서는, P 를 8.8 at％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
또, C 의 첨가량 y 를 5.8 at％≤y≤8.8 at％ 의 범위 내로 조정하는 것이 바람직하다. 이로써, 효과적으로 융점 (Tm) 을 낮게 할 수 있어 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높게 할 수 있으며, 자화를 높은 값으로 유지할 수 있다.
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 B 의 첨가량 z 는, 0 at％≤z≤4.2 at％ 의 범위 내에서 규정된다. 또, Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중에 함유되는 Si 의 첨가량 t 는, 0 at％≤t≤3.9 at％ 의 범위 내에서 규정된다.
Si 및 B 의 첨가는 비정질 형성능의 향상에 도움이 되지만, 유리 천이 온도 (Tg) 가 상승하기 쉬워지기 때문에, 본 실시형태에서는 유리 천이 온도 (Tg) 를 가능한 한 낮게 하기 위하여 Si, B 및 Si＋B 의 첨가량을 필요 최소한으로 억제하는 것으로 하고 있다. 구체적으로는 Fe 기 비정질 합금 분말의 유리 천이 온도 (Tg) 를 740 K (켈빈) 이하로 설정한다.
또 본 실시형태에서는, B 의 첨가량 z 를 0 at％≤z≤2 at％ 의 범위 내로 설정하고, 또 Si 의 첨가량 t 를 0 at％≤t≤1 at％ 의 범위 내로 설정하고, 나아가 (B 의 첨가량 z＋Si 의 첨가량 t) 를 0 at％≤z＋t≤2 at％ 의 범위 내로 함으로써, 유리 천이 온도 (Tg) 를 710 K 이하로 억제할 수 있다.
Fe 기 비정질 합금 분말에 B 와 Si 의 쌍방이 첨가되어 있는 실시형태에서는, 상기한 조성 범위 내에 있어서, B 의 첨가량 z 쪽이 Si 의 첨가량 t 보다 큰 것이 바람직하다. 이로써, 안정적으로 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 를 얻을 수 있다.
이와 같이 본 실시형태에서는, 저 Tg 화를 촉진시키기 위하여 Si 의 첨가량을 가능한 한 낮게 억제하는데, 이로써 열화되는 내식성을 금속 원소 M 을 소량 첨가함으로써 향상시키고 있다.
금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어진다.
금속 원소 M 의 첨가량 α 는, 조성식 중 (Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si)100-αMα 로 나타내어지고, 첨가량 α 는 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하인 것이 바람직하다.
활성이 높은 금속 원소 M 을 소량 첨가함으로써, 물 애토마이즈법에 의한 제작시, 분말이 구상이 되기 전에 분말 표면에 부동태층이 형성되어, 구상 (애스펙트비 = 1) 보다 애스펙트비가 큰 상태로 굳어진다. 이와 같이 분말을 구상과는 상이한 애스펙트비가 약간 큰 형상으로 형성할 수 있기 때문에, 코어의 투자율 (μ) 을 높게 하는 것이 가능해진다. 구체적으로는 본 실시형태에서는, 분말의 애스펙트비를 1 보다 크고 1.4 이하, 바람직하게는 1.1 이상이고 1.4 이하로 설정할 수 있다.
여기서 애스펙트비란, 도 3 에 나타내는 분말에서 장경 (d) 과 단경 (e) 의 비 (d/e) 로 나타낸다. 예를 들어 분말의 이차원 투영도에 의해 애스펙트비 (d/e) 를 구한다. 장경 (d) 은 가장 긴 부분, 단경 (e) 은 장경 (d) 과 직교하는 방향으로서, 가장 짧은 부분이다.
애스펙트비는 너무 지나치게 커져도 코어에서 차지하는 Fe 기 비정질 합금 분말의 밀도가 작아져, 그 결과 투자율 (μ) 이 저하되기 때문에, 본 실시형태에서는 후술하는 실험 결과에 의해 애스펙트비를 0 보다 크고 (바람직하게는 1.1 이상이고) 1.4 이하로 설정하였다. 이로써, 코어의 100 MHz 에 있어서의 투자율 (μ) 을 예를 들어 60 이상으로 할 수 있다.
또 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.1 wt％ 이상이고 0.6 wt％ 이하의 범위 내인 것이 바람직하다. 분말의 애스펙트비를 1.2 이상이고 1.4 이하로 설정할 수 있고, 이로써 100 MHz 에 있어서 60 이상의 투자율 (μ) 을 안정적으로 얻을 수 있다.
금속 원소 M 은 적어도 Ti 를 포함하는 것이 바람직하다. 분말 표면에 효과적으로 얇은 부동태층을 안정적으로 형성할 수 있어, 분말의 애스펙트비를 1 보다 크고 1.4 이하의 범위 내로 적절히 조정할 수 있어 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다. 혹은 금속 원소 M 은 Ti, Al 및 Mn 을 포함하는 구성으로 할 수도 있다.
본 실시형태에서는 금속 원소 M 의 농도는, 도 3 에 나타내는 분말 내부 (5) 보다 분말 표면층 (6) 에서 높게 되어 있다. 본 실시형태에서는, 활성이 높은 금속 원소 M 을 소량 첨가함으로써, 금속 원소 M 은 분말 표면층 (6) 에 응집되어 Si 나 O 와 함께 부동태층을 형성할 수 있다.
본 실시형태에서는, 금속 원소 M 을 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하의 범위 내로 설정했지만, 금속 원소 M 의 첨가량을 제로, 혹은 금속 원소 M 의 첨가량을 0.04 wt％ 미만으로 하면, Si 농도가 분말 표면층 (6) 에서 금속 원소 M 보다 높아지는 것을 후술하는 실험에 의해 알 수 있다. 이 때 부동태층의 막두께는 본 실시형태보다 두꺼워지기 쉽다. 이에 비하여 본 실시형태에서는, Si 의 첨가량 (Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si 중) 을 3.9 at％ 이하로 하고, 활성이 높은 금속 원소 M 을 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하의 범위 내에서 첨가함으로써, 금속 원소 M 을 Si 보다 많이 분말 표면층 (6) 에 응집시킬 수 있다. 금속 원소 M 은, Si, O 와 함께 분말 표면층 (6) 에 부동태층을 형성하지만, 본 실시형태에서는, 금속 원소 M 을 0.04 wt％ 미만으로 한 경우에 비해 부동태층을 얇게 형성할 수 있어 우수한 자기 특성을 얻는 것이 가능해진다.
또한 본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말의 조성은, ICP-MS (고주파 유도 결합 질량 분석 장치) 등으로 측정하는 것이 가능하다.
본 실시형태에서는, 상기의 조성식으로 이루어지는 Fe 기 비정질 합금을 칭량, 용해시켜, 물 애토마이즈법 등으로 용탕을 분산, 급랭 응고시켜 Fe 기 비정질 합금 분말을 얻는다. 본 실시형태에서는, Fe 기 비정질 합금 분말의 분말 표면층 (6) 에 얇은 부동태층을 형성할 수 있기 때문에, 분말 제조 공정에서 금속 성분의 일부가 부식되어, 분말 및 이것을 압분 성형하여 이루어지는 압분 자심의 특성 열화를 억제할 수 있다.
그리고 본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말은, 예를 들어 결착재에 의해 고화 성형된 도 1 에 나타내는 원환상의 압분 코어 (1) 나 도 2 에 나타내는 코일 봉입 압분 코어 (2) 에 적용된다.
도 2(a), 2(b) 에 나타내는 코일 봉입 코어 (인덕터 소자) (2) 는, 압분 코어 (3) 와, 상기 압분 코어 (3) 에 덮이는 코일 (4) 을 가지며 구성된다. Fe 기 비정질 합금 분말은 코어 중에 다수개 존재하고, 각 Fe 기 비정질 합금 분말 사이가 상기 결착재로 절연된 상태로 되어 있다.
또, 상기 결착재로는 에폭시 수지, 실리콘 수지, 실리콘 고무, 페놀 수지, 우레아 수지, 멜라민 수지, PVA (폴리비닐알코올), 아크릴 수지 등의 액상 또는 분말상의 수지 혹은 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 유리상 물질 (SiO2, Al2O3, ZrO2, TiO2 등을 주성분으로 하는 것) 등을 들 수 있다.
또 윤활제로는 스테아르산아연, 스테아르산알루미늄 등을 사용할 수 있다. 결착재의 혼합비는 5 질량％ 이하, 윤활제의 첨가량은 0.1 질량％ ∼ 1 질량％ 정도이다.
압분 코어를 프레스 성형한 후, Fe 기 비정질 합금 분말의 응력 변형을 완화하기 위하여 열처리를 실시하는데, 본 실시형태에서는 Fe 기 비정질 합금 분말의 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 할 수 있으며, 따라서 코어의 최적 열처리 온도를 종래에 비해 낮게 할 수 있다. 여기서 「최적 열처리 온도」란, Fe 기 비정질 합금 분말에 대하여 효과적으로 응력 변형을 완화할 수 있고, 코어 로스를 최소한으로 작게 할 수 있는 코어 성형체에 대한 열처리 온도이다. 예를 들어, N2 가스, Ar 가스 등 불활성 가스 분위기에 있어서, 승온 속도를 40 ℃/min 으로 하여 소정의 열처리 온도에 도달하면 그 열처리 온도로 1 시간 유지하고, 그리고 코어 로스 (W) 가 가장 작아질 때의 상기 열처리 온도를 최적 열처리 온도로 인정한다.
압분 코어 성형 후에 실시하는 열처리 온도 T1 은 수지의 내열성 등을 고려하여, 최적 열처리 온도 T2 이하의 낮은 온도로 설정된다. 본 실시형태에서는, 열처리 온도 T1 을 300 ℃ ∼ 400 ℃ 정도로 조정할 수 있다. 그리고 본 실시형태에서는, 최적 열처리 온도 T2 를 종래보다 낮게 할 수 있기 때문에, (최적 열처리 온도 T2 - 코어 성형 후의 열처리 온도 T1) 을 종래에 비해 작게 할 수 있다. 이 때문에, 본 실시형태에서는 코어 성형 후에 실시하는 열처리 온도 T1 의 열처리에 의해서도 종래에 비해 Fe 기 비정질 합금 분말의 응력 변형을 효과적으로 완화할 수 있고, 또 본 실시형태에 있어서의 Fe 기 비정질 합금 분말은 높은 자화를 유지하고 있기 때문에, 원하는 인덕턴스를 확보할 수 있음과 함께, 코어 로스 (W) 의 저감을 도모할 수 있어, 전원에 실장했을 때에 높은 전원 효율 (η) 을 얻을 수 있다.
구체적으로는 본 실시형태에서는, Fe 기 비정질 합금 분말에 있어서 유리 천이 온도 (Tg) 를 740 K 이하로 설정할 수 있고, 바람직하게는 710 K 이하로 설정할 수 있다. 또한, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 0.52 이상으로 설정할 수 있고, 바람직하게는 0.54 이상으로 설정할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.56 이상으로 설정할 수 있다. 또한, 포화 자화 (Is) 를 1.0 T 이상으로 설정할 수 있다.
또한 코어 특성으로는, 최적 열처리 온도를 693.15 K (420 ℃) 이하, 바람직하게는 673.15 K (400 ℃) 이하로 설정할 수 있다. 또, 코어 로스 (W) 를 90 (㎾/㎥) 이하, 바람직하게는 60 (㎾/㎥) 이하로 설정할 수 있다.
본 실시형태에서는, 도 2(b) 의 코일 봉입 압분 코어 (2) 에 나타내는 바와 같이, 코일 (4) 에는 에지 와이즈 코일을 사용할 수 있다. 에지 와이즈 코일이란 평각선의 짧은 변을 내직경면으로 하여 세로로 감은 코일을 나타낸다.
본 실시형태에 의하면, Fe 기 비정질 합금 분말의 최적 열처리 온도를 낮게 할 수 있기 때문에, 결착재의 내열 온도 미만의 열처리 온도에서 응력 변형을 적절히 완화할 수 있고, 압분 코어 (3) 의 투자율 (μ) 을 높게, 코어 로스를 작게 할 수 있기 때문에, 적은 턴수로 원하는 높은 인덕턴스 (L) 를 얻는 것이 가능해진다. 이와 같이 본 발명에서는, 코일 (4) 에 각 턴에 있어서의 도체의 단면적이 큰 에지 와이즈 코일을 사용할 수 있기 때문에, 직류 저항 Rdc 를 작게 할 수 있어 발열 및 동손을 억제하는 것이 가능하다.
실시예
(분말 표면 분석의 실험)
(Fe77.4Cr2P8.8C8.8B2Si1)100-αTiα 로 이루어지는 Fe 기 비정질 합금 분말을 물 애토마이즈법에 의해 제조하였다. 또한, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에 있어서의 각 원소의 첨가량은 at％ 이다. 분말을 얻을 때의 용탕 온도 (용해된 합금의 온도) 1500 ℃, 물의 분출압은 80 ㎫ 이었다.
또한, 상기의 애토마이즈 조건은, 이 실험 이외의 후술하는 실험에 있어서도 동일하게 하였다.
실험에서는, Ti 의 첨가량 α 를 0.035 wt％ (비교예) 로 한 Fe 기 비정질 합금 분말과, Ti 의 첨가량 α 를 0.25 wt％ (실시예) 로 한 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다.
X 선 광전자 분석 장치 (XPS) 에 의한 표면 분석 결과가 도 4 및 도 5 에 나타나 있다. 도 4 는 비교예의 Fe 기 비정질 합금 분말에 대한 실험 결과, 도 5 는 실시예의 Fe 기 비정질 합금 분말에 대한 실험 결과를 나타낸다.
도 4(a) ∼ 4(c), 도 5(a) ∼ 5(c) 에 나타내는 바와 같이, 분말 표면에는 Fe, P, Si 의 산화물이 형성되어 있는 것을 알 수 있었다.
또 도 4 의 비교예에서는 Ti 의 첨가량 α 가 너무 적어 분말 표면에 있어서의 Ti 상태를 분석할 수 없었지만, 도 5(d) 에 나타내는 바와 같이 실시예에서는, 분말 표면에 Ti 의 산화물이 형성되는 것을 알 수 있었다.
다음으로, 도 6 이 상기 비교예의 Fe 기 비정질 합금 분말을 이용하여 실시한 오제 전자 분석 광법 (AES) 에 의한 뎁스 프로파일, 도 7 이 상기 실시예의 Fe 기 비정질 합금 분말을 이용하여 실시한 오제 전자 분석 광법 (AES) 에 의한 뎁스 프로파일이다. 각 도면의 가로축의 가장 왼쪽이 분말 표면에서의 분석 결과이고, 우측으로 향할수록 분말 내부 (분말의 중심 방향) 로 진입한 위치에서의 분석 결과이다.
도 6 의 비교예에 나타내는 바와 같이, Ti 의 농도는 분말 표면에서 분말 내부를 향하여 그다지 변화가 없고 또한 전체적으로 낮은 것을 알 수 있었다. 이에 비하여 Si 의 농도는 분말의 표면측에서 Ti 농도보다 높게 되어 있는 것을 알 수 있었다. 그리고 Si 의 농도는, 분말 내부를 향하여 서서히 작아져, Ti 농도와의 차이가 작아지는 것을 알 수 있었다. O 는 분말 표면측에 응집되어, 분말 내부에서의 농도는 매우 작아지고 있는 것을 알 수 있었다. 또 Fe 는, 분말 표면에서 분말 내부를 향하여 농도가 서서히 커져, 어느 정도의 깊이 위치에서부터 농도가 거의 일정한 상태로 되어 있는 것을 알 수 있었다. Cr 의 농도는, 분말 표면에서 분말 내부를 향하여 그다지 변화가 없는 것을 알 수 있었다.
이에 비하여 도 7 의 실시예에서는, Ti 의 농도가 분말 표면측에서 높고, 분말 내부를 향하여 서서히 작아지고 있는 것을 알 수 있었다. 분말 표면측에서 보면, Ti 의 농도가 Si 의 농도보다 크게 되어 있어, 도 6 의 비교예와 상이한 농도 분포 결과가 되었다. 또, O 는 분말 표면측에 응집되고, 이 점, 도 6, 도 7 도 동일한데, 도 7 의 실시예에서는 도 6 의 비교예보다 O 의 최대 농도가 절반이 될 때까지의 깊이 위치가 분말 표면에 보다 가까워, 즉 부동태층의 막두께를 도 7 의 실시예 쪽이 도 7 의 비교예보다 얇게 형성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또 도 7 의 실시예에서의 Fe 의 농도 변화는 도 6 의 비교예에 비하여 분말 표면에서 분말 내부를 향하여 완만하게 상승하는 것을 알 수 있었다. 도 7 의 실시예에서의 Cr 의 농도는, 도 6 의 비교예와 그다지 변함이 없는 것을 알 수 있었다.
(Ti 의 첨가량과 애스펙트비, 투자율의 관계의 실험)
(Fe71.4Ni6Cr2P10.8C7.8B2)100-αTiα 로 이루어지는 Fe 기 비정질 합금 분말을 물 애토마이즈법에 의해 제조하였다. 또한, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에 있어서의 각 원소의 첨가량은 at％ 이다. 또, Ti 의 첨가량 α 는 0.035 wt％, 0.049 wt％, 0.094 wt％, 0.268 wt％, 0.442 wt％, 0.595 wt％, 0.805 wt％ 로 한 각 Fe 기 비정질 합금 분말로 하였다.
도 8 에 나타내는 바와 같이 Ti 의 첨가량 α 를 크게 하면, 서서히 분말의 애스펙트비가 커지는 것을 알 수 있었다. 여기서 애스펙트비란, 도 3 에 나타내는 분말의 이차원 투영도에서 장경 (d) 과 단경 (e) 의 비 (d/e) 로 나타낸다. 애스펙트비 = 1 은 구상이다. 이와 같이, 활성이 높은 Ti 의 첨가에 의해 물 애토마이즈법에 의한 제작시, 분말이 구상이 되기 전에 도 7 에 나타내는 바와 같이 분말 표면에 얇은 부동태층을 형성할 수 있어, 구상 (애스펙트비 = 1) 보다 애스펙트비가 큰 이형상으로 형성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 도 8 에 있어서 얻어진 애스펙트비의 구체적인 수치는 Ti 의 첨가량 α 가 낮은 순으로 1.08, 1.13, 1.16, 1.24, 1.27, 1.39, 1.47 이었다.
이어서 실험에서는, Ti 의 첨가량 α 가 상이한 각 Fe 기 비정질 합금 분말에, 수지 (아크릴 수지) ; 3 질량％, 윤활제 (스테아르산아연) ; 0.3 질량％ 를 각각 혼합하여, 프레스압 600 ㎫ 로, 외경 20 ㎜, 내경 12 ㎜, 높이 6.8 ㎜ 의 토로이달상 가로세로 6.5 ㎜ 이고, 높이가 3.3 ㎜ 인 코어 성형체를 형성하고, 다시 N2 가스 분위기하에서, 승온 속도를 0.67 K/sec (40 ℃/min), 열처리 온도를 300 ℃ ∼ 400 ℃ 이하의 범위 내에서 유지 시간을 1 시간으로 하여 압분 코어를 성형하였다.
또한, 상기의 코어 제작 조건은, 이 실험 이외의 후술하는 실험에 있어서도 동일하게 하였다.
그리고, 각 Ti 의 첨가량 α 와 코어의 투자율 (μ) 및 포화 자속 밀도 (Bs) 의 관계를 조사하였다. 투자율 (μ) 은, 임피던스 애널라이저를 이용하여 주파수 100 KHz 로 측정하였다. 도 9 에 나타내는 바와 같이, Ti 의 첨가량 α 가 0.6 wt％ 정도까지는 약 60 이상의 높은 투자율 (μ) 을 확보할 수 있지만, Ti 의 첨가량 α 가 더욱 커지면 투자율 (μ) 은 60 을 밑도는 것을 알 수 있었다.
도 10 에 나타내는 바와 같이, 분말의 애스펙트비가 1 보다 크고 1.3 정도까지는 서서히 투자율 (μ) 을 크게 할 수 있지만, 애스펙트비가 약 1.3 을 넘으면 투자율 (μ) 은 서서히 저하되기 시작하고, 애스펙트비가 1.4 를 넘으면, 코어 밀도의 저하에 의해 투자율 (μ) 이 급격하게 감소되기 시작하여 60 을 밑도는 것을 알 수 있었다.
또한 도 11 에 나타내는 바와 같이, Ti 의 첨가량에 의한 포화 자화 (Is) 의 저하는 볼 수 없었다.
도 4 내지 도 11 에 나타내는 실험에 의해, Ti 의 첨가량 α 를 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하로 설정하였다. 또 분말의 애스펙트비를 1 보다 크고 1.4 이하, 바람직하게는 1.1 이상이고 1.4 이하로 설정하였다. 이로써 60 이상의 투자율 (μ) 을 얻을 수 있다.
또 Ti 의 첨가량 α 의 바람직한 범위를 0.1 wt％ 이상이고 0.6 wt％ 이하로 하였다. 또 바람직한 분말의 애스펙트비를 1.2 이상이고 1.4 이하로 하였다. 이로써, 안정적으로 높은 코어의 투자율 (μ) 을 얻을 수 있다.
(유리 천이 온도 (Tg) 의 적용 범위에 관한 실험)
이하의 표 1 에 나타내는 No.1 ∼ No.8 의 Fe 기 연자성 합금을 액체 급랭법에 의해 리본상으로 제조하고, 추가로 각 Fe 비정질 합금의 분말을 이용하여 압분 코어를 제작하였다.
표 1 의 각 시료가 비정질인 것은, XRD (X 선 회절 장치) 에 의해 확인하였다. 또, 퀴리 온도 (Tc), 유리 천이 온도 (Tg), 결정화 개시 온도 (Tx), 융점 (Tm) 을 DSC (시차 주사 열량계) 에 의해 측정하였다 (승온 속도는 Tc, Tg, Tx 가 0.67 K/sec, Tm 은 0.33 K/sec).
표 1 에 나타내는 「최적 열처리 온도」는 압분 코어에 대하여 승온 속도를 0.67 K/sec (40 ℃/min), 유지 시간 1 시간으로 열처리를 실시할 때에, 압분 코어의 코어 로스 (W) 를 가장 저감시킬 수 있는 이상적인 열처리 온도를 가리킨다.
표 1 에 나타내는 압분 코어의 코어 로스 (W) 의 평가는, 이와츠 계측 (주) 제조 SY-8217 BH 애널라이저를 사용하여 주파수 100 ㎑, 최대 자속 밀도 25 mT 로 하여 구하였다.
표 1 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
도 12 는, 표 1 의 압분 코어의 최적 열처리 온도와 코어 로스 (W) 의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 12 에 나타내는 바와 같이, 코어 로스 (W) 를 90 ㎾/㎥ 이하로 설정하려면 최적 열처리 온도를 693.15 K (420 ℃) 이하로 설정하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.
또한 도 13 은, Fe 기 비정질 합금 분말의 유리 천이 온도 (Tg) 와 표 1 의 압분 코어의 최적 열처리 온도의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 13 에 나타내는 바와 같이, 최적 열처리 온도를 693.15 K (420 ℃) 이하로 설정하려면 유리 천이 온도 (Tg) 를 740 K (466.85 ℃) 이하로 설정하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.
또한 도 12 로부터, 코어 로스 (W) 를 60 ㎾/㎥ 이하로 설정하려면 최적 열처리 온도를 673.15 K (400 ℃) 이하로 설정하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다. 또한 도 13 으로부터, 최적 열처리 온도를 673.15 K (400 ℃) 이하로 설정하려면 유리 천이 온도 (Tg) 를 710 K (436.85 ℃) 이하로 설정하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.
이상과 같이 표 1, 도 12 및 도 13 의 실험 결과로부터, 본 실시예의 유리 천이 온도 (Tg) 의 적용 범위를 740 K (466.85 ℃) 이하로 설정하였다. 또한, 본 실시예에 있어서 710 K (436.85 ℃) 이하의 유리 천이 온도 (Tg) 를 바람직한 적용 범위로 하였다.
(B 첨가량 및 Si 첨가량의 실험)
이하의 표 2 에 나타내는 각 조성으로 이루어지는 각 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다. 각 시료는, 액체 급랭법에 의해 리본상으로 형성된 것이다.
표 2 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
표 2 에 나타내는 시료 No.3, 4, 9 ∼ No.15 (모두 실시예) 에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 Fe 의 첨가량, Cr 의 첨가량 및 P 의 첨가량을 고정시키고, C 의 첨가량, B 의 첨가량 및 Si 의 첨가량을 각각 변화시켰다. 또 시료 No.2 (실시예) 에서는, Fe 량을 시료 No.9 ∼ No.15 의 Fe 량보다 약간 작게 하였다. 시료 No.16, 17 (비교예) 에서는, 시료 No.2 와 조성이 비슷하지만, 시료 No.2 에 비하여 Si 가 많이 첨가되어 있다.
표 2 에 나타내는 바와 같이, B 의 첨가량 z 를 0 at％ ∼ 4.2 at％ 의 범위 내, 및 Si 의 첨가량 t 를 0 at％ ∼ 3.9 at％ 의 범위 내로 설정함으로써, 비정질을 형성할 수 있음과 함께, 유리 천이 온도 (Tg) 를 740 K (466.85 ℃) 이하로 설정할 수 있는 것을 알 수 있었다.
또한, 표 2 에 나타내는 바와 같이, B 의 첨가량 z 를 0 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 설정함으로써, 유리 천이 온도 (Tg) 를 보다 효과적으로 저감시킬 수 있는 것을 알 수 있었다. 또, Si 의 첨가량 t 를 0 at％ ∼ 1 at％ 의 범위 내로 설정함으로써, 유리 천이 온도 (Tg) 를 보다 효과적으로 저감시킬 수 있는 것을 알 수 있었다.
또, B 의 첨가량 z 를 0 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 설정하고, Si 의 첨가량 t 를 0 at％ ∼ 1 at％ 로 설정하고, 또한 (B 의 첨가량 z＋Si 의 첨가량 t) 를 0 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 설정함으로써, 유리 천이 온도 (Tg) 를 710 K (436.85 ℃) 이하로 설정할 수 있는 것을 알 수 있었다.
한편, 표 2 에 나타내는 비교예인 시료 No.16, 17 에서는, 유리 천이 온도 (Tg) 가 740 K (466.85 ℃) 보다 커졌다.
(Ni 의 첨가량의 실험)
이하의 표 3 에 나타내는 각 조성으로 이루어지는 각 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다. 각 시료는, 액체 급랭법에 의해 리본상으로 형성된 것이다.
표 3 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
표 3 에 나타내는 시료 No.18 ∼ No.25 (모두 실시예) 에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 Cr, P, C, B, Si 의 첨가량을 고정시키고, Fe 의 첨가량, Ni 의 첨가량을 변화시켰다. 표 3 에 나타내는 바와 같이, Ni 의 첨가량 a 를 10 at％ 까지 크게 해도 비정질이 얻어지는 것을 알 수 있었다. 또, 어느 시료도 유리 천이 온도 (Tg) 가 720 K (446.85 ℃) 이하, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 가 0.54 이상이었다.
도 14 는, Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 15 는, Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 16 은, Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 17 은, Fe 기 비정질 합금의 Ni 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 14, 도 15 에 나타내는 바와 같이 Ni 의 첨가량 a 를 늘리면, 서서히 유리 천이 온도 (Tg) 및 결정화 개시 온도 (Tx) 가 저하되는 것을 알 수 있었다.
또 도 16, 도 17 에 나타내는 바와 같이, Ni 첨가량 a 를 6 at％ 정도까지 크게 해도 높은 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 을 유지할 수 있지만, Ni 첨가량 a 가 6 at％ 를 넘으면, 급격하게 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 이 저하되는 것을 알 수 있었다.
본 실시예에서는, 유리 천이 온도 (Tg) 의 저하와 함께, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 크게 하여 비정질 형성능을 높이는 것이 필요하기 때문에, Ni 첨가량 a 의 범위를 0 at％ ∼ 10 at％ 로 하고, 바람직한 범위를 0 at％ ∼ 6 at％ 로 설정하였다.
또 Ni 첨가량 a 를 4 at ∼ 6 at％ 의 범위 내로 설정하면, 유리 천이 온도 (Tg) 를 낮게 할 수 있음과 함께, 안정적으로 높은 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 및 Tx/Tm 이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
(Sn 의 첨가량의 실험)
이하의 표 4 에 나타내는 각 조성으로 이루어지는 각 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다. 각 시료는, 액체 급랭법에 의해 리본상으로 형성된 것이다.
표 4 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
표 4 에 나타내는 시료 No.26 ∼ No.29 에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 Cr, P, C, B, Si 의 첨가량을 고정시키고, Fe 의 첨가량 및 Sn 의 첨가량을 변화시켰다. Sn 의 첨가량을 3 at％ 까지 크게 해도 비정질이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
단 표 4 에 나타내는 바와 같이, Sn 의 첨가량 b 를 늘리면 Fe 기 비정질 합금 중에 함유되는 산소 농도가 증가하여 내식성이 저하되는 것을 알 수 있다. 그 때문에, 첨가량 b 는 필요 최소한으로 억제하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.
도 18 은, Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 19 는, Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 결정화 개시 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 20 은, Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 21 은, Fe 기 비정질 합금의 Sn 첨가량과 Tx/Tm 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 18 에 나타내는 바와 같이 Sn 의 첨가량 b 를 늘리면, 유리 천이 온도 (Tg) 가 저하되는 경향을 보였다.
또한 도 21 에 나타내는 바와 같이 Sn 의 첨가량 b 를 3 at％ 로 하면, Tx/Tm 이 저하되어 비정질 형성능이 악화되는 것을 알 수 있었다.
따라서, 본 실시예에서는 내식성의 저하를 억제하고, 또한 높은 비정질 형성능을 유지하기 위하여, Sn 의 첨가량 b 를 0 at％ ∼ 3 at％ 의 범위 내로 하고, 0 at％ ∼ 2 at％ 를 바람직한 범위로 하였다.
또한 Sn 의 첨가량 b 를 2 at％ ∼ 3 at％ 로 하면, 상기와 같이 Tx/Tm 은 작아지지만, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 는 높게 할 수 있다.
(P 의 첨가량 및 C 의 첨가량의 실험)
이하의 표 5 에 나타내는 각 조성으로 이루어지는 각 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다. 각 시료는, 액체 급랭법에 의해 리본상으로 형성된 것이다.
표 5 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
표 5 의 시료 No.9, 10, 12, 14, 15, 31 ∼ 35 (모두 실시예) 에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 Fe, Cr 의 첨가량을 고정시키고, P, C, B, Si 의 첨가량을 변화시켰다.
표 5 에 나타내는 바와 같이, P 의 첨가량 x 를 6.8 at％ ∼ 10.8 at％ 의 범위 내, C 의 첨가량 y 를 2.2 at％ ∼ 9.8 at％ 의 범위 내에서 조정하면, 비정질을 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 어느 실시예에서도 유리 천이 온도 (Tg) 를 740 K (466.85 ℃) 이하로 할 수 있고, 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 0.52 이상으로 할 수 있었다.
도 22 는, Fe 기 비정질 합금의 P 의 첨가량 x 와 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 23 은, Fe 기 비정질 합금의 C 의 첨가량 y 와 융점 (Tm) 의 관계를 나타내는 그래프이다.
본 실시예에서는 740 K (466.85 ℃) 이하, 바람직하게는 710 K (436.85 ℃) 이하의 유리 천이 온도 (Tg) 를 얻을 수 있지만, 유리 천이 온도 (Tg) 의 저하에 의해 Tg/Tm 으로 나타내는 비정질 형성능을 높이려면 융점 (Tm) 을 낮게 하는 것이 필요하다. 또한, 도 22, 도 23 에 나타내는 바와 같이 융점 (Tm) 은, C 량보다 P 량에 대한 의존성이 높은 것으로 생각된다.
특히, P 의 첨가량 x 를 8.8 at％ ∼ 10.8 at％ 의 범위 내로 설정하면, 융점 (Tm) 을 효과적으로 저감시킬 수 있으며, 따라서 환산 유리화 온도 (Tg/Tm) 를 높일 수 있는 것을 알 수 있었다.
(Cr 의 첨가량의 실험)
이하의 표 6 에 나타내는 조성의 각 시료로부터 각 Fe 기 비정질 합금 분말을 제조하였다. 각 시료는, 액체 급랭법에 의해 리본상으로 형성된 것이다.
표 6 에 나타내는 바와 같이 각 시료 모두 Ti 를 0.25 wt％ 첨가하였다.
표 6 의 각 시료에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에서 차지하는 Ni, P, C, B, Si 의 첨가량을 고정시키고, Fe, Cr 의 첨가량을 변화시켰다. 표 6 에 나타내는 바와 같이, Cr 의 첨가량을 늘리면, Fe 기 비정질 합금의 산소 농도가 서서히 저하되어 내식성이 향상되는 것을 알 수 있었다.
도 24 는, Fe 기 비정질 합금의 Cr 의 첨가량과 유리 천이 온도 (Tg) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 25 는, Fe 기 비정질 합금의 Cr 의 첨가량과 결정화 온도 (Tx) 의 관계를 나타내는 그래프, 도 26 은, Fe 기 비정질 합금의 Cr 의 첨가량과 포화 자화 (Is) 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 24 에 나타내는 바와 같이 Cr 의 첨가량을 늘리면, 유리 천이 온도 (Tg) 가 서서히 커지는 것을 알 수 있었다. 또한, 표 6 및 도 26 에 나타내는 바와 같이, Cr 의 첨가량을 늘림으로써 포화 자화 (Is) 가 서서히 저하되는 것을 알 수 있었다. 또한, 포화 자화 (Is) 는 VSM (진동 시료형 자력계) 으로 측정하였다.
도 24, 도 26 및 표 6 에 나타내는 바와 같이 유리 천이 온도 (Tg) 가 낮고, 또한 포화 자화 (Is) 가 1.0 T 이상 얻어지도록 Cr 의 첨가량 c 를 0 at％ ∼ 6 at％ 의 범위 내로 설정하였다. 또, Cr 의 바람직한 첨가량 c 를 0 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 설정하였다. 도 24 에 나타내는 바와 같이, Cr 의 첨가량 c 를 0 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 설정함으로써, 유리 천이 온도 (Tg) 를 Cr 량에 관계없이 낮은 값으로 설정할 수 있다.
또한, Cr 의 첨가량 c 를 1 at％ ∼ 2 at％ 의 범위 내로 함으로써, 내식성을 향상시킬 수 있고, 또한 안정적으로 낮은 유리 천이 온도 (Tg) 를 얻을 수 있으며, 나아가 높은 자화를 유지하는 것이 가능한 것을 알 수 있었다.
(금속 원소 M 으로서 Ti, Al, Mn 을 첨가한 Fe 기 비정질 합금 분말의 제작)
(Fe71.4Ni6Cr2P10.8C7.8B2)100-αMα 로 이루어지는 복수의 Fe 기 비정질 합금 분말을 물 애토마이즈법에 의해 제조하였다.
또한 표 1 ∼ 표 6 에서는, Fe-Cr-P-C-B-Si 중에 있어서의 각 원소의 첨가량을 at％ 로 나타내고 있지만, 표 7 에서는 각 원소를 모두 wt％ 로 나타냈다.
표 7 에 나타내는 바와 같이, 금속 원소 M 으로서 Ti, Al 및 Mn 을 첨가하였다. Al 의 첨가량은 0 wt％ 보다 크고 0.005 wt％ 보다 작은 범위 내이다. 또, 표 중 M 원소 이외의 다른 구성 원소는 모두 조성식 Fe71.4Ni6Cr2P10.8C7.8B2 로 나타내어지는 것이므로, 이들 원소는 기재를 생략하였다. 본 실시형태에서는 금속 원소 M 의 첨가량을 0.04 wt％ 이상 0.6 wt％ 이하의 범위 내로 규정하였지만, 표 7 의 각 실시예는 모두 이 범위 내에 포함되어 있다.
Al 및 Mn 은 Ti 와 마찬가지로 활성이 높은 원소이므로, Ti, Al 및 Mn 을 각각 소량 첨가함으로써, 금속 원소 M 을 분말 표면에 응집시켜 얇은 부동태층을 형성할 수 있고, Si, B 의 첨가량의 저감에 의해 저 Tg 화와 함께, 금속 원소 M 의 첨가에 의해 우수한 내식성 및 높은 투자율과 낮은 코어 로스를 얻는 것이 가능해진다.
1, 3 압분 코어
2 코일 봉입 압분 코어
4 코일 (에지 와이즈 코일)
5 분말 내부
6 분말 표면층
2 코일 봉입 압분 코어
4 코일 (에지 와이즈 코일)
5 분말 내부
6 분말 표면층
Claims (19)
- 조성식이 (Fe100 -a-b-c-x-y-z- tNiaSnbCrcPxCyBzSit)100-αMα 로 나타내어지고, 0 at％≤a≤10 at％, 0 at％≤b≤3 at％, 0 at％≤c≤6 at％, 6.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤4.2 at％, 0 at％≤t≤3.9 at％ 이며, 금속 원소 M 은 Ti, Al, Mn, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W 중 적어도 1 종이 선택되어 이루어지며, 금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.04 wt％≤α≤0.6 wt％ 인 것을 특징으로 하는 Fe 기 비정질 합금 분말.
- 제 1 항에 있어서,
B 의 첨가량 z 는 0 at％≤z≤2 at％ 이고, Si 의 첨가량 t 는 0 at％≤t≤1 at％ 이며, B 의 첨가량 z 와 Si 의 첨가량 t 를 더한 z＋t 는 0 at％≤z＋t≤2 at％ 인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
B 와 Si 의 쌍방이 첨가되어 있고, B 의 첨가량 z 쪽이 Si 의 첨가량 t 보다 큰, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
금속 원소 M 의 첨가량 α 는 0.1 wt％≤α≤0.6 wt％ 인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
금속 원소 M 은 적어도 Ti 를 포함하는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
금속 원소 M 은 Ti, Al 및 Mn 을 포함하는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
Ni 와 Sn 중 어느 일방만이 첨가되는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
Ni 의 첨가량 a 는 0 at％≤a≤6 at％ 의 범위 내인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
Sn 의 첨가량 b 는 0 at％≤b≤2 at％ 의 범위 내인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
Cr 의 첨가량 c 는 0 at％≤c≤2 at％ 의 범위 내인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
P 의 첨가량 x 는 8.8 at％≤x≤10.8 at％ 의 범위 내인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항에 있어서,
0 at％≤a≤6 at％, 0 at％≤b≤2 at％, 0 at％≤c≤2 at％, 8.8 at％≤x≤10.8 at％, 2.2 at％≤y≤9.8 at％, 0 at％≤z≤2 at％, 0 at％≤t≤1 at％, 0 at％≤z＋t≤2 at％, 0.1 wt％≤α≤0.6 wt％ 를 만족하는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
분말의 애스펙트비가 1 보다 크고 1.4 이하인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 13 항에 있어서,
분말의 애스펙트비가 1.2 이상이고 1.4 이하인, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
금속 원소 M 의 농도는 분말 내부보다 분말 표면층에서 높게 되어 있는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 15 항에 있어서,
조성 원소에 Si 를 포함하고, 상기 분말 표면층에서의 금속 원소 M 의 농도는 Si 의 농도보다 높게 되어 있는, Fe 기 비정질 합금 분말. - 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 Fe 기 비정질 합금 분말의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 압분 코어.
- 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 Fe 기 비정질 합금 분말의 분말이 결착재에 의해 고화 성형되어 이루어지는 압분 코어와, 상기 압분 코어에 덮이는 코일을 가지며 이루어지는 것을 특징으로 하는 코일 봉입 압분 코어.
- 제 18 항에 있어서,
상기 코일은 에지 와이즈 코일인, 코일 봉입 압분 코일.
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