KR20200046827A - Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 Fe를 기지로 하는 비정질 연자성 합금과 상기 자성 합금을 제조하는 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따르면, 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6; B 함량 x가 4.5≤x≤13.0; Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5; Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이며; 비정질 기지 내에 15 ~ 50 ㎚ 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직;을 가지는 Fe 기지 연자성 합금을 제공함으로써, 포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 새로운 조성과 미세조직을 가지는 Fe 기지 비정질 연자성 합금을 제공할 수 있다.

Description

Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법{IRON BASED SOFT MAGNET AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 Fe를 기지로 하는 비정질 연자성 합금과 상기 자성 합금을 제조하는 방법에 관한 것이다.

연자성 소재는 각종 변압기, 초크 코일, 모터, 발전기, 자기 스위치, 센서 등에 필수적으로 포함되는 재료이다. 규소강과 같은 전기강판, 퍼멀로이(permalloy), 페라이트, 비정질 합금 등이 종래부터 연자성 재료로 널리 알려지고 사용되고 있다.

종래의 연자성 재료 가운데 전기강판은 경제적으로 염가이고 자속밀도가 높다는 장점은 있으나, 히스테리시스(hysteresis) 손실, 와전류(eddy current) 손실로 인하여 고주파 영역에서 철손 손실이 크다는 문제가 있다. 전기강판은 히스테리시스 손실이나 와전류 손실이 비정질 합금 대비 크고 특히 상용 주파수를 포함하는 저주파 영역에서도 철손이 크다는 문제가 있다.

한편 Co 기지의 비정질 합금은 포화 자속밀도가 낮고 열적 안정성이 취약하므로 하이파워 영역에서는 부품이 커져야 하거나 경시 변화의 문제점이 있다.

특히 연자성 재료가 모터용 자성 코어로 적용되기 위해서는 재료적으로는 높은 자속밀도 특성과 낮은 자기 손실 특성이 만족되어야 하며 공정상으로는 용이한 가공성이 확보되어야 한다.

상기의 자기적 특성 개선을 위해 Fe계 비정질 재료를 적용하려는 시도들이 진행되었다.

그러나 종래의 Fe계 비정질 재료는 자속밀도가 높지 않아 특성개선의 한계를 가진다. 더군다나 재료의 박형화가 와전류에 의한 손실을 감소시키기 위해 요구되고 있는데, 연자성 재료로 사용되는 종래의 Fe 비정질 합금은 얇은 리본으로 제조가 어려워서 소재의 박형화가 어렵다는 가공상의 문제가 있다.

한편 본 발명과 관련된 선행기술로는 대한민국 등록특허 제10-1783553호가 있다.

본 발명은 Fe계 비정질 합금의 성분과 미세조직을 제어함으로써 포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 새로운 조성과 미세조직을 가지는 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 새로운 조성과 미세조직을 가짐으로써 재료의 박형화를 통한 가공성이 향상된 Fe 기지 비정질 연자성 재료 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 새로운 조성과 미세조직을 가지며 가공성이 확보된 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하기 위해 본 발명의 일 측면에 따르면, 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6; B 함량 x가 4.5≤x≤13.0; Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5; Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이며; 비정질 기지 내에 15 ~ 50 ㎚ 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직;을 가지는 Fe 기지 연자성 합금이 제공될 수 있다.

바람직하게는 상기 (a:b)의 비율이 (0.9~0.7):(0.1~0.3)이고, 포화자속밀도는 1.71 T 이상인 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금이 제공될 수 있다.

이 때, 상기 합금의 보자력은 2.25 Oe 이하인 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금이 제공될 수 있다.

바람직하게는 상기 합금은 Cu를 치환할 수 있는 Nb, V, Ta을 추가로 포함하고; 상기 Nb, V, Ta의 Cu 치환 비율은 전체 Cu 함량의 30% 이하인 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금이 제공될 수 있다.

바람직하게는 상기 합금은 B를 치환할 수 있는 Si, P를 추가로 포함하고; 상기 Si, P의 B 치환 비율은 전체 B 함량의 10% 이하인 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금이 제공될 수 있다.

새로운 조성과 미세조직을 가짐으로써 재료의 박형화를 통한 가공성이 향상된 Fe 기지 비정질 연자성 재료의 제조 방법을 제공하기 위해 본 발명의 일 측면에 따르면, 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6, B 함량 x가 4.5≤x≤13.0, Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5, Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 Fe 기지 모합금을 용해하는 공정; 상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 공정; 상기 비정질 미세조직을 열처리하여 결정 상을 형성하는 공정;을 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

바람직하게는, 상기 용해하는 공정에서 모합금의 구성 성분 중 S는 Al₂S₃, Cu₂S, FeS 중 하나 또는 둘 이상의 화합물 전구체로 첨가되는 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

바람직하게는, 상기 용해하는 공정은 아크멜팅법 또는 유도가열용융법을 이용하는 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

바람직하게는, 상기 비정질 미세조직을 형성하는 공정은 50 ~ 70m/s의 스피닝 속도를 가지는 멜트 스피닝법을 이용하는 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

이 때, 상기 멜트 스피닝법에 의해 생성되는 합금은 0.025~0.030㎜의 두께를 가지는 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

바람직하게는, 상기 결정 상을 형성하는 공정은 비정질 미세조직을 대기압 이상 ~ 0.3 MPa의 Ar 가압 조건과 350~500℃의 온도 구간에서 30~60분간 유지하는 것;을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법이 제공될 수 있다.

본 발명의 Fe계 연자성 합금은 합금의 성분과 미세조직을 제어함으로써 높은 포화 자속밀도와 낮은 보자력을 가질 수 있다. 이를 통해 본 발명의 Fe계 연자성 합금은 전자기기의 소형화와 동시에 높은 인덕턴스를 확보할 수 있게 한다.

또한 본 발명의 Fe계 연자성 합금 및 그 제조 방법은 합금의 성분 및 제조 방법 제어를 통해 비정질 기지 내에 나노 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직을 가짐으로써 와전류 저감을 통한 철손을 감소시킬 수 있다.

더 나아가 본 발명의 Fe계 연자성 합금 및 그 제조 방법은 합금의 성분 및 제조 방법을 제어함으로써 리본 형상과 같이 박형화를 통한 재료의 가공성을 확보할 수 있다.

가공성이 확보된 본 발명의 Fe계 연자성 합금은 모터 등과 같은 전자기기에서 와전류로 인한 철손의 손실을 막을 수 있다.

도 1은 본 발명에서의 Fe계 비정질 연자성 합금 제조 방법을 개략적으로 도시한 도면이다.
도 2는 아크멜팅법으로 모합금을 제조한 후 멜트 스피팅법으로 비정질화된 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 리본 형상을 도시한 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예 조성을 가지는 비정질 연자성 합금을 멜트 스피닝 법으로 비정질화 한 후 주요 성분들에 대해 EDS 맵핑한 분석 결과를 도시한 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예 조성을 가지는 비정질 연자성 합금을 멜트 스피닝 법으로 비정질화 한 후 XRD 분석 결과를 도시한 것이다.
도 5은 본 발명의 일 실시예 조성을 가지는 Fe계 비정질 연자성 합금의 후속 열처리 후 VSM(vibrating sample magnetometer) 측정 결과를 도시한 것이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예 조성을 가지는 비정질 연자성 합금을 비정질화 한 다음 후속 열처리한 후 XRD 분석 결과를 도시한 것이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예 조성을 가지는 비정질 연자성 합금을 비정질화 한 다음 후속 열처리한 후 TEM을 통하여 미세조직을 관찰한 사진이다.

이하, 본원에 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 연자성 합금과 이를 제조하는 방법을 상세히 설명하기로 한다.

본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하며 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위하여 제공되는 것이다.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.

본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.

또한, 본 발명을 구현함에 있어서 설명의 편의를 위하여 구성요소를 세분화하여 설명할 수 있으나, 이들 구성요소가 하나의 장치 또는 모듈 내에 구현될 수도 있고, 혹은 하나의 구성요소가 다수의 장치 또는 모듈들에 나뉘어져서 구현될 수도 있다.

Fe계 비정질 연자성 합금

먼저 본 발명에서의 Fe계 비정질 연자성 합금은 Fe_{100-a-b-x-y-z}C_aS_bB_xCu_yAl_z로 표현된다. 본 발명에서의 Fe계 비정질 연자성 합금은 Fe를 기지로 하여 C, S, B, Cu, 및 Al을 필수적으로 포함하는 것이 바람직하다.

철(Fe)

Fe는 본 발명에 따른 비정질 연자성 합금 성분의 대부분을 차지하는 원소이다. Fe가 Fe_{100-a-b-x-y-z}C_aS_bB_xCu_yAl_z 원자 %를 만족할 때, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 높은 포화 자속밀도와 우수한 가공성을 가질 수 있다. 바람직하게는 Fe가 78~86 원자 %를 만족할 때, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 우수한 자속밀도와 가공성을 동시에 확보할 수 있다. 만일 Fe의 함량이 78 원자 %보다 적을 경우, 합금의 포화 자속 밀도 특성이 저하될 수 있다. 반면 Fe의 함량이 86 원자 %보다 높은 경우, 합금은 멜트 스피닝에 의해서도 비정질 미세조직을 얻기가 어려워져 그 결과 가공성이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다.

탄소(C)

일반적으로 C는 Fe 합금 시스템에서 강력한 오스테나이트 안정화 원소이며 저가의 합금 원소로써 제조 비용 감소에 기여한다. 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에서 C는 비정질 미세조직 형성에 기여한다. C가 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능에 기여하는 역할은 S 대비 크지는 않지만 비정질 형성에 있어 필수적인 원소이다. Fe-C 상태도에서 예측되는 바와 같이, C의 첨가는 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 고액선(liquidus line) 온도를 감소시켜 액상이 안정한 온도 영역을 확대함으로써 합금의 비정질 형성능을 높일 수 있다.

다만 C는 모합금의 용해 시 전체 C의 첨가량 대비 일부가 휘발되므로 조성 편차가 발생할 수 있다. 따라서 모합금에 실제 첨가되는 C의 량은 최종 Fe계 비정질 연자성 합금에 함유되는 C의 함량 대비 20% 정도 더해져서 첨가되는 것이 바람직하다. 이를 통해 최종 Fe계 비정질 연자성 합금 내의 C의 함량에 있어 실제(actual) 함량과 명목(nominal) 조성이 실질적으로 동일해 질 수 있기 때문이다.

황(S)

S는 Fe계 비정질 연자성 합금의 포화자속밀도를 향상시키고 후속 열처리 시 비정질 기지 내에서 석출되는 결정질 상의 결정 성장에 기여한다. 특히 첨가되는 S의 함량에 따라 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 기지 내에서 석출되는 나노 사이즈 결정의 크기가 조절될 수 있다. 또한 S는 Fe계 비정질 연자성 합금이 최종 제품으로 성형되기 위해 요구되는 가공특성도 개선시킬 수 있다. 다만 S가 Fe계 비정질 연자성 합금에 과다하게 포함되는 경우, 과다한 S는 Fe계 비정질 연자성 합금의 모합금의 용융 시 결정질 형성을 조장함으로써 모합금의 비정질 기지 형성에 방해가 된다.

한편 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 대한 S의 첨가량은 S가 C를 치환하여 고용된다는 점으로부터 C의 첨가량을 고려하여 함량이 정해진다. 구체적으로 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 대한 S의 함량(b)과 C의 함량(a)의 합은 1 ~ 6 원자%인 것이 바람직하다. 만일 a+b 함량이 1%보다 작게 되면, Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능이 떨어져서 비정질 미세조직을 형성하기가 어렵다는 문제가 있다. 반면 a+b 함량이 6%보다 크게 되면, 지나치게 높은 침입형 원소의 첨가로 인해 Fe계 비정질 연자성 합금의 기계적 취성이 증가하여 가공성이 열악해지는 문제가 있다.

더 나아가 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에서 C를 치환하는 S의 비율은 전체 C 함량의 30% 이하인 것이 보다 바람직하다. 만일 S의 C 치환 비율이 전체 C 함량의 30%를 넘어가게 되면, 지나치게 과도한 S의 첨가는 Fe계 비정질 연자성 합금의 기지인 비정질 형성 능력을 저하시키고 그 결과 본 발명의 연자성 합금의 기지를 결정질 상태로 만들어 히스테리시스 손실에 의한 철손을 초래할 우려가 있다.

붕소(B)

B는 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성과 포화자속 밀도 특성 향상에 필수적인 원소이다.

본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함되는 B의 함량(x)은 4.5 ~ 13.0 원자%가 바람직하다. 만일 x 함량이 4.5 원자%보다 작게 되면, Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능이 떨어져서 비정질 미세조직을 형성하기가 어렵고 열처리 후에도 연자성 특성 확보가 어렵다는 문제가 있다. 반면 x 함량이 13.0 원자%보다 크게 되면, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 포화자속 밀도가 저하되는 문제가 있다. 게다가 x 함량이 13.0 원자%보다 크게 되면, 비정질 기지 내에서 나노 결정의 성장 시 B rich 상의 형성으로 인해 나노 결정 상이 균일하게 성장하기 어렵다는 문제가 있다.

구리(Cu)

Cu는 나노 결정 성장에 필수적인 요소이며, Cu가 없으면 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 기지로부터의 나노 결정상 형성이 어렵다.

본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함되는 Cu의 함량(y)은 0.2 ~ 1.5 원자%가 바람직하다. 만일 y 함량이 0.2 원자%보다 작게 되면, 본 발명의 합금의 비정질 기지로부터의 나노 결정화가 어렵다. 반면 y 함량이 1.5 원자%보다 크게 되면, 나노 결정의 조대화로 인해 원하는 크기의 나노 결정을 얻기 어려우며 더 나아가 연자성 특성의 열화가 발생하기 쉽다.

알루미늄(Al)

Al은 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능을 향상시키는데 유리한 필수적인 원소이다. 다만 Al은 비정질 형성능은 다른 B과 같은 다른 원소 대비 다소 낮은 경향이 있다.

본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함되는 Al의 함량(z)은 0.5 ~ 2.0 원자%가 바람직하다. 만일 z 함량이 0.5 원자%보다 작게 되면, 본 발명의 합금의 비정질 형성능이 매우 저하된다. 반면 z 함량이 2.0 원자%보다 크게 되면, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함되는 다른 성분들과 화합물을 형성하여 그 결과 결정화 가능성이 오히려 증가하는 문제점이 있다.

기타 첨가 원소

본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에는 앞에서 살펴본 성분 이외에 필요에 따라 다른 성분을 포함할 수도 있다.

먼저 5족의 전이금속 성분들 중 Nb, V, Ta이 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함될 수 있다. 상기 전이금속 성분들은 앞에서 살펴본 Cu를 일부 치환함으로써 비정질 기지 내에서 나노 결정립을 형성하는 Cu의 기능을 일부 수행할 수 있다.

다만 상기 전이금속 성분들의 첨가량은 Cu의 전체 첨가량(y)의 20%를 넘지 않아야 한다. 만일 상기 전이금속 성분들의 첨가량이 Cu의 전체 첨가량의 20%를 넘은 경우, 상기 전이금속 성분들은 나노 결정립 형성 기능 이외에도 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함된 다른 C, S 등과 반응하여 탄화물이나 황화물을 형성할 가능성이 높아지는 문제가 있기 때문이다.

또한 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 Si과 P를 추가로 포함할 수 있다. 상기 Si과 P는 모두 비정질 형성능 향상과 포화 자속밀도 특성 개선을 위해 첨가되며 앞에서 살펴본 B의 일부를 치환한다.

이 때 Si의 B 치환 비율은 B의 전체 첨가량의 30% 이하가 바람직하고, P의 B 치환 비율은 B의 전체 첨가량의 10% 이하가 바람직하다. 만일 Si과 P의 치환 비율이 상기 수치를 벗어나는 경우 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성 능력이 저하되는 문제가 있다.

Fe계 비정질 연자성 합금의 제조 방법

도 1은 본 발명에서의 Fe계 비정질 연자성 합금 제조 방법을 개략적으로 도시한 도면이다.

도 1에서 도시한 바와 같이, 본 발명의 합금 제조 방법은 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6, B 함량 x가 4.5≤x≤13.0, Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5, Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 Fe 기지 모합금(mother alloy)을 용해하는 공정; 상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 공정; 상기 비정질 미세조직을 열처리하여 나노 결정 상을 형성하는 공정;을 포함한다.

먼저 본 발명의 모합금을 용해하는 공정은 Fe계 비정질 연자성 합금을 구성하는 모든 구성성분들을 균일하게 용해시켜야 한다. 그런데 본 발명의 합금에 포함되는 S는 휘발성이 높아서 최종 모합금 내의 용해가 쉽지 않은 문제가 있다. S의 높은 휘발성은 모합금이 목표로 하는 조성범위를 가질 수 없게 되는 문제점을 초래한다.

S를 본 발명의 모합금으로 용해(또는 고용)시키기 위해, 본 발명의 제조 방법은 먼저 S의 전구체로써 파우더 또는 그래인(grain) 타입의 S 또는 Al₂S₃, Cu₂S, FeS 중 하나 이상의 화합물을 이용하였다.

또한 S의 균일하고 완전한 용해를 위해 본 발명의 제조 방법은 Ar 가스 가압분위기하에서 모합금을 제조할 수 있는 아크용융(arc re-melting) 또는 유도가열용융(induction melting) 방법을 채택하였다.

다음으로 본 발명의 합금 제조 방법은 상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 공정을 포함한다.

멜트 스피닝(melt spinning) 공정이 본 발명의 제조 방법에서의 비정질 미세조직을 형성하는 하나의 실시예로써 사용되었으나, 본 발명의 비정질 형성 공정이 반드시 멜트 스피닝법으로만 한정되는 것은 아니다. 비한정적인 예로써 금속 응고법이나 기계적 합금화 방법 등도 본 발명의 비정질 미세조직을 형성하는 공정에서 사용될 수 있다.

다만 멜트 스피닝 공정은 최종 제품(product)으로써 두께가 얇은 리본 형상을 만들 수 있다. 그리고 연자성 금속에서 문제가 되는 와전류(eddy current)에 의한 철손을 최소화 하기 위해서는 제품의 두께가 얇아야 한다. 따라서 멜트 스피닝 공정은 다른 공정 대비 박형의 비정질 합금 제조에 매우 적합하며 그에 따라 최종 제품의 자기적 특성 향상에 매우 유리하다는 이점이 있다.

본 발명의 제조 방법에서의 멜트 스피닝 공정은 스피닝의 속도를 50 ~ 70 m/s로 조절함으로써 0.025 ~ 0.030㎜의 두께의 Fe계 비정질 연자성 금속을 안정적으로 제조할 수 있었다. 다시 말하면, 본 발명의 상기 조성범위를 가지는 Fe계 비정질 연자성 합금은 그 조성적 특성으로 인해 상기의 멜트 스피닝 공정 조건에서 안정적인 가공성을 확보할 수 있었다. 만일 스피닝의 속도가 50 m/s보다 느려지면, 용해된 멜트의 냉각 속도가 느려져서 그 결과 최종 미세조직이 비정질을 가지기 어려워지는 문제가 있다. 반면 스피닝의 속도가 70 m/s보다 빨라지면, 용해된 멜트가 스피닝과 만나는 양이 줄어들어 그 결과 최종 냉각된 비정질 합금의 두께가 지나치게 얇아지는 문제가 있다.

도 2는 모합금이 아크멜팅법으로 제조된 후 멜트 스피팅법으로 비정질화된 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 리본 형상을 도시한 것이다. 또한 표 1은 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 조성범위를 만족하는 실시예들의 조성범위에 따른 미세조직, 포화자속밀도 및 보자력을 각각 나타낸 표이다.

먼저 도 2에서 도시된 바와 같이, 본 발명의 제조 방법은 거시적으로(macroscopic) 안정하고 균일한 미세조직을 가지는 리본의 제조에 적합함을 알 수 있다. 다시 말하면 도 2는 본 발명의 합금의 성분 및 조성범위와 제조 방법이 Fe계 비정질 연자성 합금의 가공성 확보에 매우 효과적임을 입증하는 것이다.

<표 1> Fe계 비정질 연자성 합금의 조성범위에 따른 특성

한편 표 1에서 제시하고 있는 바와 같이, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 B의 첨가량(x)이 4.5보다 작으면(비교예 2) 비정질 형성능이 저하되어 그 결과 미세조직은 멜트 스피닝 공정에 의해서도 비정질 기지를 가지지 못한 것으로 나타났다. 이에 반해 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 B의 첨가량(x)이 13.0보다 크면, 포화 자속밀도가 1.5T보다 작아서 자기적 특성이 취약해지는 것으로 조사되었다.

이에 반해 본 발명의 합금에서의 조성범위를 만족하는 실시예들은 모두 후속 열처리 없이 멜트 스피닝 공정 만으로도 1.5T 이상의 우수한 포화 자속밀도를 가지는 것으로 조사되었다.

한편 실시예 2 및 3과 다른 실시예들의 자기적 특성은 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 포화 자속밀도에 미치는 S의 영향을 직접적으로 보여준다. 다시 말하면, Fe계 비정질 연자성 합금에 S가 첨가되면, 상기 합금의 포화 자속밀도가 매우 높아짐을 알 수 있다.

도 3과 4는 각각 표 1의 실시예 5의 EDS 맵핑 결과와 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.

먼저 도 3의 EDS 결과에서 도시하고 있는 바와 같이, 멜트 스피닝 공정 후의 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 구성 성분들이 모두 균일하게 분포된 미세조직을 가진다.

더 나아가 도 4는 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금이 diffuse한 X선 회절 피크를 가짐을 보여주고 있다. 도 4의 XRD 결과는 본 발명의 조성을 가지는 Fe계 비정질 연자성 합금이 비정질 기지를 가진다는 것을 직접적으로 입증하는 것이라 할 수 있다.

한편 비정질 연자성 합금의 와전류(eddy current) 저감을 통한 철손을 감소시키기 위해 본 발명의 제조 방법은 멜트 스피닝 공정 이후에 후속 열처리 공정을 추가로 포함할 수 있다. 상기 후속 열처리 공정은 비정질 기지 내에서 결정 상의 형성을 위한 공정이다. 이 때 후속 열처리 공정의 유지 온도는 DTA 분석을 통해 측정된 각 실시예의 조성을 가지는 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 결정 상이 석출되는 결정화 온도보다 50℃ 정도 높은 온도 범위가 바람직하다. 상기 온도 범위는 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금이 공업적인 시간 동안 결정 상의 완전한 생성을 담보하기 위한 조건이다. 구체적인 공정 조건은 15℃/min의 승온 속도와 350~500 ℃의 유지 온도, 그리고 30~60분의 유지 시간을 포함한다. 만일 후속 열처리 공정 온도가 350 ℃보다 낮으면 결정 성장이 이루어지지 않아 후속 열처리 효과를 기대하기 어렵게 된다. 반면 후속 열처리 공정 온도가 500 ℃보다 높으면 결정상 크기가 지나치게 조대화 되어 보자력의 급격한 상승이 일어나는 문제가 발생하게 된다.

한편 후속 열처리 동안 S이 휘발하는 것을 방지하기 위해, 열처리 동안의 분위기는 대기압 이상 ~ 0.3 MPa의 Ar 가압 분위기로 유지되는 것이 바람직하다. 만일 후속 열처리 공정에서의 압력이 0.3 MPa를 초과하게 되면, 나노 크기의 결정 상의 균질한 성장이 어려워지고 열처리로 인해 오히려 자기 특성의 저하가 발생할 수 있다.

도 5는 상기 표 1의 실시예 5번 조성의 Fe계 비정질 연자성 합금의 후속 열처리 후 VSM(vibrating sample magnetometer) 측정 결과를 도시한 것이다. 본 발명의 실시예 5번 조성의 Fe계 비정질 연자성 합금의 포화 자속밀도는 후속 열처리에 의해 1.7T 수준까지 향상됨을 확인할 수 있다.

표 2는 상기 표 1의 실시예들의 Fe계 비정질 연자성 합금을 후속 열처리 한 후 조성범위에 따른 미세조직, 포화자속밀도 및 보자력을 각각 나타낸 표이다. 본 발명의 합금에서의 조성범위를 만족하는 실시예들은 모두 후속 열처리 후에 1.6T 이상의 우수한 포화 자속밀도를 가지는 것으로 조사되었다. 특히 S가 첨가된 본 발명의 실시예들의 합금은 C만 첨가된 실시예들의 합금 대비 포화 자속밀도가 1.7T 이상으로 매우 높아짐을 알 수 있다. S가 첨가되어 C를 치환하게 되면, S와 C가 복합첨가된 실시예들은 정확한 메커니즘은 알려지지 않았으나 적어도 기존의 종래예들은 물론이거니와 C만 첨가된 실시예들과 대비해서도 S 치환에 의한 비정질 내 나노 결정립의 조절과 가공 특성의 향성 효과를 가짐을 확인할 수 있었다.

<표 2> Fe계 비정질 연자성 합금의 후속 열처리 후 조성범위에 따른 특성

도 6과 7은 각각 표 2의 실시예 5의 XRD 분석 결과와 TEM 미세조직을 나타낸 것이다.

도 6의 XRD 결과는 앞서의 도 4의 XRD 결과와는 다른 특징을 가진다. XRD 결과에서의 피크(peak)는 통상 결정(crystalline)이 측정 시료의 미세조직 내에 존재함을 의미한다. 도 6의 XRD에서도 복수 개의 피크가 관찰되며, 상기 피크는 체심입방격자(bcc)의 결정구조를 가지는 페라이트 결정 구조에 해당하는 것으로 조사되었다. 결론적으로 도 6의 XRD 결과는 본 발명의 조성을 가지는 Fe계 비정질 연자성 합금의 후속 열처리 시 비정질 기지 내에서 결정질 페라이트 상이 생성됨을 직접적으로 보여주는 것이다.

도 7은 본 발명의 조성을 가지는 실시예 5의 Fe계 비정질 연자성 합금의 미세조직을 보여주는 투과전자현미경(TEM) 사진이다. 도 7의 TEM 사진에서 도시하는 바와 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 미세조직은 비정질 기지에 나노 사이즈 크기의 결정 상을 포함한다.

이 때 상기 결정 상의 결정립 크기는 15 ~ 50㎚가 바람직하다. 만일 결정 상의 결정립 크기가 15㎚ 보다 작게 되면, 와전류(eddy current)의 증가로 인해 철손이 크게 증가하게 된다. 반면 상기 결정 상의 결정립 크기가 50㎚ 보다 크게 되면, 보자력(magnetic coercive force)이 크게 증가되고 강판의 취성이 높아져서 가공성이 떨어지는 문제가 있다.

이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을 지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.

Claims (11)

1. 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6;
   B 함량 x가 4.5≤x≤13.0;
   Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5;
   Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이며;
   비정질 기지 내에 15 ~ 50 ㎚ 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직;
   을 가지는 Fe 기지 연자성 합금.
   
2. 제1항에 있어서,
   상기 (a:b)의 비율이 (0.9~0.7):(0.1~0.3)이고, 포화자속밀도는 1.71 T 이상인 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금.
   
3. 제2항에 있어서,
   상기 합금의 보자력은 2.25 Oe 이하인 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금.
   
4. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 Cu를 치환할 수 있는 Nb, V, Ta을 추가로 포함하고;
   상기 Nb, V, Ta의 Cu 치환 비율은 전체 Cu 함량의 30% 이하인 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금.
   
5. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 B를 치환할 수 있는 Si, P를 추가로 포함하고;
   상기 Si, P의 B 치환 비율은 전체 B 함량의 10% 이하인 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금.
   
6. 원자 %로, C 함량 a와 S 함량 b가 1≤a+b≤6, B 함량 x가 4.5≤x≤13.0, Cu 함량 y가 0.2≤y≤1.5, Al 함량 z가 0.5≤z≤2를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 Fe 기지 모합금을 용해하는 공정;
   상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 공정;
   상기 비정질 미세조직을 열처리하여 결정 상을 형성하는 공정;
   을 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
7. 제6항에 있어서,
   상기 용해하는 공정에서 모합금의 구성 성분 중 S는 Al2S3, Cu2S, FeS 중 하나 또는 둘 이상의 화합물 전구체로 첨가되는 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
8. 제6항에 있어서,
   상기 용해하는 공정은 아크멜팅법 또는 유도가열용융법을 이용하는 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
9. 제6항에 있어서,
   상기 비정질 미세조직을 형성하는 공정은 50 ~ 70m/s의 스피닝 속도를 가지는 멜트 스피닝법을 이용하는 것;
   을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
10. 제9항에 있어서,
    상기 멜트 스피닝법에 의해 생성되는 합금은 0.025~0.030㎜의 두께를 가지는 것;
    을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
    
11. 제6항에 있어서,
    상기 결정 상을 형성하는 공정은 비정질 미세조직을 대기압 이상 ~ 0.3 MPa의 Ar 가압 조건과 350~500℃의 온도 구간에서 30~60분간 유지하는 것;
    을 특징으로 하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.

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