KR20200102754A - 질소가 첨가된 Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

Fe 기지 연자성 합금 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 화학식 Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x 으로 표시되어 포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 우수한 효과를 갖는다.

Description

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

본 발명은 Fe를 기지로 하는 비정질 연자성 합금과 상기 자성 합금을 제조하는 방법에 관한 것으로, 특히 질소가 첨가된 Fe를 기지로 하는 비정질 연자성 합금에 관한 발명이다.

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.

철손을 줄이기 위해서 비정질 금속 재료를 고려해볼 수 있다. 그러나 비록 비정질 금속이 무방향성 전기 강판과 비교할 때 우수한 자기성능을 제공한다 하더라도, 이들 금속은 일정한 물리적인 특성 및 상응 제조 제한 때문에 전기 모터의 회전자 또는 고정자와 같은 벌크 자기 부품에 사용하기에는 부적절한 것으로 여겨져 왔다.

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 제10-1905411호가 있다.

본 발명은 Fe계 비정질 합금의 성분을 제어함으로써 포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 새로운 조성을 갖는 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 재료의 박형화를 통한 가공성이 향상된 신규의 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 자속밀도가 향상되고 철손이 저감되며 가공성이 향상된 Fe 기지 비정질 연자성 재료의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

포화 자속밀도가 향상되고 철손이 저감된 새로운 조성을 갖는 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하기 위해, 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 하기 화학식으로 표시된다.

[화학식]

Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x

또한, 자속밀도의 향상, 철손 저감 효과와 더불어, 재료의 박형화를 통한 가공성이 향상된 신규의 Fe 기지 비정질 연자성 재료를 제공하기 위해, 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 비정질 기지 내에 15 ~ 50 mm 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.

아울러, 자속밀도가 향상되고 철손이 저감되며 가공성이 향상된 Fe 기지 비정질 연자성 재료의 제조방법을 제공하기 위해, 본 발명에 따른 제조방법은, 상기 화학식으로 표시되는 Fe 기지 모합금을 용해하는 단계; 및 상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 단계;를 포함한다.

본 발명의 Fe 기지 연자성 합금은 합금의 성분을 제어함으로써 높은 포화 자속밀도를 갖는다. 이를 통해 본 발명의 Fe 기지 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 발명에 따른 실시예 합금들을 멜트 스피닝 법으로 비정질화 한 후 XRD 분석 결과를 도시한 그래프이다.
도 2는 본 발명에 따른 실시예 합금들과 비교예 합금의 ΔT_x를 나타낸 그래프이다.

전술한 목적, 특징 및 장점은 상세하게 후술되며, 이에 따라 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 본 발명의 기술적 사상을 용이하게 실시할 수 있을 것이다. 본 발명을 설명함에 있어서 본 발명과 관련된 공지 기술에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 상세한 설명을 생략한다. 이하, 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 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. 이하, 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법에 대해 상세히 설명하기로 한다.

<Fe 기지 비정질 연자성 합금>

본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 하기 화학식으로 표시된다.

[화학식]

Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x

당업계에 알려진 Fe 기지 연자성 합금과 달리 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 질소를 필수 구성성분으로 포함하고 있다.

철(Fe)

Fe는 본 발명에 따른 비정질 연자성 합금 성분의 대부분을 차지하는 원소이다. Fe가 위 화학식의 원자 %를 만족할 때, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금은 높은 포화 자속밀도와 우수한 가공성을 가질 수 있다. Fe는 상술한 바와 같이 합금 성분의 대부분을 차지하고 있으며, Fe의 함량은 타 성분들과의 관계에서 정해진다. 본 발명에서는, 바람직하게는 Fe가 78~88 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 88 원자 %보다 높은 경우, 합금은 멜트 스피닝에 의해서도 비정질 미세조직을 얻기가 어려워져 그 결과 가공성이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다.

특히 후술할 성분 N와 관련하여, 본 발명에 따른 합금은 N를 첨가함으로써 Fe의 함량이 바람직하게는 86 원자% 이상이 첨가될 수 있다. 상술한 Fe의 함량 범위를 고려하여, Fe의 함량은 바람직하게는 86 ~ 88 원자%의 범위에 해당할 수 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 (a)는 4 ~ 14 원자%가 바람직하다. 만일 (a) 함량이 4 원자%보다 작게 되면, Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능이 떨어져서 비정질 미세조직을 형성하기가 어렵고 열처리 후에도 연자성 특성 확보가 어렵다는 문제가 있다. 반면 (a) 함량이 14 원자%보다 크게 되면, 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금의 포화자속 밀도가 저하되는 문제가 있다. 게다가 (a) 함량이 14 원자%보다 크게 되면, 비정질 기지 내에서 나노 결정의 성장 시 B rich 상의 형성으로 인해 나노 결정 상이 균일하게 성장하기 어렵다는 문제가 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. 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.

본 발명에서 C의 함량 (b)는 1 ~ 6 원자%인 것이 바람직하다. 만일 (b) 함량이 1%보다 작게 되면, Fe계 비정질 연자성 합금의 비정질 형성능이 떨어져서 비정질 미세조직을 형성하기가 어렵다는 문제가 있다. 반면 (b) 함량이 6%보다 크게 되면, 지나치게 높은 침입형 원소의 첨가로 인해 Fe계 비정질 연자성 합금의 기계적 취성이 증가하여 가공성이 열악해지는 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(c)는 0.2 ~ 1.5 원자%가 바람직하다. 만일 (c) 함량이 0.2 원자%보다 작게 되면, 본 발명의 합금의 비정질 기지로부터의 나노 결정화가 어렵다. 반면 (c) 함량이 1.5 원자%보다 크게 되면, 나노 결정의 조대화로 인해 원하는 크기의 나노 결정을 얻기 어려우며 더 나아가 연자성 특성의 열화가 발생하기 쉽다.

질소(N)

다음으로 본 발명에 따른 Fe 기지 연자성 합금은 N을 필수 성분으로 포함한다. N는 합금의 비정질 형성능 향상을 위해서 첨가된다. 이처럼, 본 발명에 따른 합금에는 N가 첨가되어, 기존 Fe-B-C-Cu계 합금의 원소 농도를 변화시킬 수 있다. 기존 Fe-B-C-Cu계 합금에서는 원하는 비정질 형성능을 확보하기 위해서 비정질 형성능을 확보하기 위한 B나 C와 같은 원소를 많이 첨가하였다. 이에 따라, 기존 Fe-B-C-Cu계 합금은 Fe의 함량이 상대적으로 줄어들게 되고, 자속밀도와 같은 자기 성능이 감소되었다. 하지만, 본 발명에 따른 합금은 N가 첨가되어 B나 C와 같은 원소의 함량을 감소시킬 수 있고 상대적으로 Fe의 함량을 증가시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 합금은 자속 밀도를 향상시키고 낮은 보자력 값을 유지하는 신규의 조성을 제공할 수 있다.

본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함되는 N의 함량(x)는 0.5 ~ 3 원자%가 바람직하다. 만일 (x) 함량이 0.5 원자%보다 작게 되면, 상대적으로 B나 C의 함량이 증가되고 Fe의 함량이 감소할 수 있어 합금의 자기적 성능이 저하될 수 있다. 반면 (x) 함량이 3 원자%보다 크게 되면, 마찬가지로 Fe의 함량이 감소되어 역시 합금의 자기적 성능이 저하될 수 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(c)의 30%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 만일 상기 전이금속 성분들의 첨가량이 Cu의 전체 첨가량의 30%를 넘은 경우, 상기 전이금속 성분들은 나노 결정립 형성 기능 이외에도 본 발명의 Fe계 비정질 연자성 합금에 포함된 다른 C 등과 반응하여 탄화물을 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 Si, 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.

상술한 본 발명에 따른 합금은 신규의 조성을 가짐으로 인해 포화자속밀도가 1.71 T 이상일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 합금은 비정질 기지 내에 15 ~ 50 mm 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직을 가질 수 있어 우수한 자기 성능과 더불어 가공성도 동시에 확보가 가능하다.

< Fe계 비정질 연자성 합금의 제조 방법>

본 발명의 합금 제조 방법은 하기 화학식으로 표시되는 Fe 기지 모합금을 용해하는 단계; 및 상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 단계;를 포함한다.

[화학식]

Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x

아울러, 본 발명의 합금 제조 방법은 필요에 따라 상기 비정질 미세조직을 열처리하여 결정 상을 형성하는 단계;를 더 포함할 수 있다.

먼저 본 발명의 모합금을 용해하는 단계는 Fe계 비정질 연자성 합금을 구성하는 모든 구성성분들을 균일하게 용해시켜야 한다.

이처럼 모든 구성성분들을 균일하게 용해시키기 위해 본 발명의 제조 방법은 Ar 가스 가압분위기하에서 모합금을 제조할 수 있는 아크용융(arc re-melting) 또는 유도가열용융(induction melting) 방법을 채택할 수 있다.

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

한편, 비정질 연자성 합금의 와전류(eddy current) 저감을 통한 철손을 감소시키기 위해 본 발명의 제조 방법은 멜트 스피닝 공정 이후에 후속 열처리 단계를 포함할 수 있다. 상기 후속 열처리 단계는 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 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.

이하, 실시예를 통해 본 발명의 구체적인 태양을 살펴보기로 한다.

< 실시예 >

<표 1> Fe계 비정질 연자성 합금의 조성범위 및 특성

표 1에 기재된 조성으로 비교예와 실시예 1 내지 8에 따른 합금을 준비하였다. 이들은 모두 상술한 공정 조건 하에서 동일하게 제조되었다. 표 1에서 ΔT_x는 합금의 열적 안정성을 평가 할 수 있는 Tx₂와 Tx₁의 차이값을 의미하고, Bs (T)는 포화 자속밀도를 의미한다. ΔT_x 값에 대한 결과는 도 2를 통해서 확인할 수 있다.

먼저 도 1을 참조하면, 실시예 3 내지 6에 대한 XRD 분석 결과를 확인할 수 있다. 도 1에 도시된 XRD 분석 결과를 살펴보면 실시예 3 내지 6은 모두 diffuse한 X선 회절 피크를 가짐을 보여주고 있다. 이에 따라, 실시예 3 내지 6 뿐만 아니라 다른 실시예들도 모두 비정질 기지를 가지고 있음을 알 수 있다.

다음으로 도 2를 참조하면, 실시예 1과 2는 모두 비교예 대비 ΔT_x 값이 상승하고 있음을 알 수 있다. 이와 같은 결과는 표 1을 통해서도 확인할 수 있다. ΔT_x 값이 상승함에 따라 본 발명에 따른 합금은 비정질 형성능이 향상되었음을 알 수 있다.

아울러, 특히 실시예 7과 8은 N 이 조성에 포함됨으로 인해 Fe의 함량이 86 at%를 초과할 수 있고, 이에 따라 비교예 및 타 실시예와 비교하여 포화 자속밀도가 높은 것을 확인할 수 있다.

이상과 같이 본 발명에 대해 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예에 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 (13)

1. 하기 화학식으로 표시되는 Fe 기지 연자성 합금.
   
   [화학식]
   Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x
   
2. 제1항에 있어서,
   원자 %로,
   상기 B 함량 a는 4~14 at%,
   상기 C 함량 b는 1~6 at%,
   상기 Cu 함량 c는 0.2~1.5 at% 및
   상기 N 함량 x는 0.5~3 at%인,
   Fe 기지 연자성 합금.
   
3. 제2항에 있어서,
   원자%(at%)로,
   상기 Fe 함량 (100-a-b-c-x)은 86 at% 이상인,
   Fe 기지 연자성 합금.
   
4. 제1항에 있어서,
   포화자속밀도가 1.71 T 이상인 Fe 기지 연자성 합금.
   
5. 제1항에 있어서,
   비정질 기지 내에 15 ~ 50 mm 크기의 결정 상을 포함하는 미세조직을 가지는 Fe 기지 연자성 합금.
   
6. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 상기 Cu를 치환할 수 있는 Nb, V, Ta을 추가로 포함하고,
   상기 Nb, V, Ta의 Cu 치환 비율은 전체 Cu 함량의 30% 이하인 Fe 기지 연자성 합금.
   
7. 제1항에 있어서,
   상기 합금은 상기 B를 치환할 수 있는 Si, P를 추가로 포함하고,
   상기 Si, P의 B 치환 비율은 전체 B 함량의 10% 이하인 Fe 기지 연자성 합금.
   
8. 하기 화학식으로 표시되는 Fe 기지 모합금을 용해하는 단계; 및
   상기 용해된 모합금을 급냉하여 비정질 미세조직을 형성하는 단계
   를 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
   [화학식]
   Fe_{(100-a-b-c-x)}B_aC_bCu_cN_x
   
9. 제8항에 있어서,
   상기 비정질 미세조직을 열처리하여 결정 상을 형성하는 단계;
   를 더 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
   
10. 제8항에 있어서,
    상기 용해하는 단계는 아크멜팅법 또는 유도가열용융법을 이용하는 단계를 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
    
11. 제8항에 있어서,
    상기 비정질 미세조직을 형성하는 단계는 50 ~ 70m/s의 스피닝 속도를 가지는 멜트 스피닝법을 이용하는 단계를 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
    
12. 제11항에 있어서,
    상기 멜트 스피닝법에 의해 생성되는 합금은 0.025~0.030㎜의 두께를 갖는, Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
    
13. 제9항에 있어서,
    상기 결정 상을 형성하는 단계는 비정질 미세조직을 대기압 이상 ~ 0.3 MPa의 Ar 가압 조건과 350~500℃의 온도 구간에서 30~60분간 유지하는 단계를 포함하는 Fe 기지 연자성 합금의 제조 방법.
    

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