KR20210083203A - 연자성 합금, 연자성 합금 리본, 연자성 합금 리본의 제조방법, 자성 코어, 및 부품 - Google Patents

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타카히로 시라타케
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Abstract

본 발명의 연자성 합금은 FeaSibBcCudMe의 조성식으로 표시되되, 상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 하나의 종류의 원소이고, 상기 조성식은 백분율(%)로 관계식 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4을 만족시킨다. 상기 연자성 합금은 무정형 상(amorphous phase)에서 60 nm 이하의 입경을 갖는 결정립(crystal grain)을 가지는 구조를 포함한다.

Description

연자성 합금, 연자성 합금 리본, 연자성 합금 리본의 제조방법, 자성 코어, 및 부품{SOFT MAGNETIC ALLOY, SOFT MAGNETIC ALLOY RIBBON, METHOD OF MANUFACTURING SOFT MAGNETIC ALLOY RIBBON, MAGNETIC CORE, AND COMPONENT}
본 개시는 연자성 합금(soft magnetic alloy), 연자성 합금 리본(soft magnetic alloy ribbon), 상기 연자성 합금의 제조방법, 자성 코어, 및 부품(component)에 관한 것이다.
나노-결정질 구조를 갖는 연자성 합금은 우수한 자기 특성을 제공하며 소형화 및 고효율이 요구되는 변압기, 전자 부품, 모터 등에 적용된다. 따라서 이러한 응용 분야에서 사용되는 연자성 합금은 그에 따라 그 특성을 더욱 향상시키는 것이 요구된다. 연자성 합금의 요구되는 특성은 높은 포화 자속 밀도(saturation magnetic flux density) 및 낮은 철 손실을 포함한다. 이들 부품의 다수는 고주파용으로 제조된 반도체와 같은 물질과 호환될 수 있도록 클록 주파수(clock frequency)를 증가시킴으로써 소형화를 진행시켜 왔으며, 지금은 낮은 철 손실을 가지는 Fe-계 비-결정질 합금 및 나노-결정질 합금에 관심이 집중되고 있다. 이들 Fe-계 비-결정질 합금 및 나노-결정질 합금을 상업적으로 공급하기 위해서는 비용 성능(cost performance), 생산성, 어닐링 가공성이 우수한 연자성 합금이 요구되고 있다.
특허문헌 1은 조성식 Fe100-a-b-cBaCubM'c로 표시되는 조성을 갖는 합금을 준비하는 단계, 상기 조성식에서 M'은 Nb, Mo, Ta, W, Ni, 및 Co로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 10≤a≤16, 0＜b≤2, 및 0≤c≤8을 만족시키며, 상기 합금은 또한 비-결정질 상을 가짐; 상기 합금을 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열하는 단계; 및 상기 합금을 결정화 시작 온도 이상 및 Fe-B 화합물 형성 시작 온도 이하에서 0 내지 80초의 기간 동안 유지하는 단계에 의해서 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 보자력(coercivity)을 모두 갖는 연자성 재료를 제조하는 방법을 개시한다.
특허문헌 2는 조성식 ((Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e))BaSibCcCudMe로 표시되는 연자성 합금을 개시하며, 상기 조성식에서 X1은 Co 및 Ni로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소이고; X2는 Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, N, O, 및 희토류 원소로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소이며; M은 Nb, Hf, Zr, Ta, Ti, Mo, W, 및 V로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소이고; 상기 조성식은 0.140＜a≤0.240, 0≤b≤0.030, 0＜c＜0.080, 0＜d≤0.020, 0≤e≤0.030, α≥0, β≥0, 및 0≤α+β≤0.50를 만족한다. 이러한 연자성 합금은 높은 포화 자속 밀도, 낮은 보자력, 및 높은 투자율(magnetic permeability) μ'를 동시에 충족하는 것으로 개시되어 있다.
특허문헌 3은 조성식 Fe100-x-y-zAxMyXz로 표시되는 연자성 합금을 개시하며, 상기 조성식에서 A는 Cu 및 Au로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종 이상의 원소이고; M은 Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종 이상의 원소이며; X는 B 및 Si로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종 이상의 원소이고; 상기 조성식은 원자%(at%)로 0＜x≤5, 0.4≤y＜2.5, 및 10≤z≤20을 만족시킨다. 상기 연자성 합금의 포화 자속 밀도는 1.7 T 이상이고, 상기 연자성 합금의 보자력은 15 A/m 이하이다.
국제공개공보 제WO2018/025931호 일본공개특허공보 제2019-094532호 국제공개공보 제WO2008/133301호
특허문헌 1은 높은 포화 자속 밀도를 갖는 연자성 물질을 개시한다. 그러나, 특허문헌 1에 개시된 연자성 물질은 Si를 함유하지 않으며, 그에 따라 연자성 물질의 내식성에 기여하는 SiO2 산화물 층이 연자성 물질의 표면 위에 형성되지 않는다. 이로 인하여 녹과 같은 부식 방지가 어렵게 된다.
특허문헌 2에 개시된 연자성 합금의 포화 자속 밀도(Bs)는 그다지 높지 않다. 일반적으로, 포화 자속 밀도는 Fe 함량이 증가함에 따라 증가한다. 그러나, Fe 함량이 84 원자%인 특허문헌 2의 제 6 구현예에서, 포화 자속 밀도(Bs)는 1.76 Tdlek. 또한 비교적 높은 B 함량은 어닐링 가공성이 충분하지 않다는 것을 시사한다.
특허문헌 3에 개시된 연자성 합금은 다량의 값비싼 M 원소, 예를 들어 Nb를 함유하며, 따라서 가격이 비싸다. 또한 상기 연자성 합금은 그의 주조 방향에서 이방성을 가지며 주조 방향에서 80 A/m의 자기장을 가할 때와 주조 방향에 직교하는 방향에서 80 A/m의 자기장을 가할 때 큰 비율의 자속 밀도를 가진다. 따라서 특허문헌 3의 연자성 합금은 등방성을 요구하는 응용에는 적합하지 않다.
바람직하게, 본 개시는 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 갖는 연자성 합금; 상기 연자성 합금으로 제조된 연자성 합금 리본; 상기 연자성 합금 리본의 제조방법; 및 부품을 제공한다.
상기 문제점들을 해결하기 위한 구체적인 수단은 하기 양상들을 포함한다.
본 개시의 한 양상은 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 연자성 합금이며, 상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시킨다.
상기 연자성 합금은 비정질 상 중 입경(grain diameter)이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 포함한다.
상기 연자성 합금의 조성식에서, Fe 함량의 일부는 바람직하게는 최대 6 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체된다.
상기 연자성 합금의 포화 자속 밀도는 바람직하게는 1.75 T 이상이다.
상기 연자성 합금의 밀도는 바람직하게는 7.45 g/cm3 이상이다.
본 개시의 한 양상은 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 합금을 포함한 연자성 합금 리본이며, 상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시킨다.
상기 연자성 합금 리본은 비정질 상 중 입경이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 포함한다. 1 kHz 및 1 T에서 상기 연자성 합금 리본의 포화 자속 밀도는 바람직하게는 1.75 T 이상이다. 상기 연자성 합금 리본의 철 손실은 25 W/kg 이하이다.
상기 연자성 합금 리본의 밀도는 바람직하게는 7.45 g/cm3 이상이다.
상기 연자성 합금 리본의 적층 계수(lamination factor)는 바람직하게는 86% 이상이다.
상기 연자성 합금 리본의 두께는 바람직하게는 25 ㎛ 이상이다.
80 A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향에서 가해질 때 상기 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 L이고, 80 A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향에 직교하는 방향에서 가해질 때 상기 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 W이다. 상기 자속 밀도 L 대 상기 자속 밀도 W의 비(L/W)는 0.7 내지 1.3이다.
상기 연자성 합금 리본의 포화 자기변형(saturation magnetostriction)은 바람직하게는 20 ppm 이하이다.
상기 조성식은 83≤a≤86, 0.3≤b≤2, 0.4≤d≤0.9, 및 0≤e≤0.3을 만족시키며, 상기 연자성 합금 리본의 포화 자속 밀도는 바람직하게는 1.77 T 이상이다.
상기 연자성 합금 리본의 조성식에서, Fe 함량의 일부는 바람직하게는 최대 6 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체된다.
본 개시의 한 양상은 상기 연자성 합금 리본의 제조방법이며, 상기 방법은 회전하는 냉각 롤(chill roll) 상에서 용융 합금을 토출하는(ejecting) 단계 및 상기 냉각 롤 상에서 용융 합금을 켄칭하는(quenching) 단계를 포함한다.
상기 냉각 롤의 외주부는 120 W/(m·K) 이상의 열 전도도를 갖는 Cu 합금으로 제조된다.
본 개시의 한 양상은 비정질 상(amorphous phase) 중 입경이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 가지는 연자성 합금 리본의 제조방법이며, 상기 방법은 합금 리본의 어닐링 공정(annealing process)을 포함한다.
상기 어닐링 공정에서, bccFe-결정화 시작 온도 미만의 온도 10 내지 140℃는 온도 T1이고, Fe-B 화합물 증착 시작 온도 미만의 온도 30 내지 120℃는 온도 T2이다.
상기 어닐링 공정은 상기 합금 리본을 실온에서 상기 T1으로 50℃/sec 이상의 가열 속도로 가열하는 단계; 상기 실온에서 상기 T1으로의 가열 속도 보다 느린 속도 및 400℃/sec 이하의 가열 속도로 상기 합금 리본을 상기 T1에서 상기 T2로 가열하는 단계; 상기 T2에 도달한 후 상기 합금 리본을 냉각시키는 단계; 또는 상기 T2에 도달한 후 상기 합금 리본을 상기 T2와 T2-50℃ 사이의 온도에서 0.5 내지 60초 동안 유지시키고 후속적으로 상기 합금 리본을 냉각시키는 단계를 포함한다.
바람직하게는, 상기 어닐링 공정 전에 상기 합금 리본은 회전하는 냉각 롤 상에 용융 합금을 토출하는 단계 및 상기 냉각 롤 상에서 용융 합금을 켄칭하는 단계에 의해서 수득되고, 상기 냉각 롤의 외주부는 120 W/(m·K) 이상의 열 전도도를 갖는 Cu 합금으로 제조된다.
상기 어닐링 공정 전에 상기 합금 리본의 밀도가 M1이고 상기 어닐링 공정 후에 상기 합금 리본의 밀도가 M2일때, M2/M1의 값은 바람직하게는 1.005 이상이다.
바람직하게는, 상기 연자성 합금 리본은 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 합금을 포함하되, 상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시킨다.
본 개시의 한 양상은 상기 연자성 합금 리본으로 형성된 자성 코어(magnetic core)이다.
본 개시의 한 양상은 상기 자성 코어 및 코일을 포함하는 부품이다.
본 개시의 한 양상은 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 갖는 연자성 합금 및 연자성 합금 리본을 제공할 수 있다. 본 개시의 한 양상은 등방성을 갖는 연자성 합금 리본을 제공할 수 있다. 본 개시의 한 양상의 상기 연자성 리본을 사용하여 형성된 자성 코어 및 부품은 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실의 특성들을 보유할 수 있다.
본 개시의 실시양태는 이하에서 하기 첨부도면을 참조로 하여 기술될 것이다.
도 1은 본 개시의 실시양태의 실시예 어닐링 공정 패턴 및 본 개시의 실시양태의 참조예 어닐링 공정 패턴을 보여주는 도면이다.
도 2는 참조 어닐링 공정 패턴으로 열 처리된 샘플의 유지 시간, B8000, 및 철 손실을 보여주는 도면이다.
도 3은 실시예 어닐링 공정 패턴으로 열 처리된 샘플의 유지 시간, B8000, 및 철 손실을 보여주는 도면이다.
이하에서, 본 개시의 구현예가 상세하게 기술될 것이다. 본 개시는 하기 기술되는 구현예로 제한되지는 않지만 본 개시의 목적의 범주내에서 적절히 변형될 수 있다.
본 개시에서 전치사 "to(내지)"로 표현되는 수치의 범위는 전치사 "to"의 앞뒤에 기록된 수치의 최소값과 최대 값으로 포함함을 의미한다. 본 개시의 단계들에서 기록된 수치 범위의 세트에서, 한 수치 범위에 포함된 최대값 또는 최소값은 다음 단계들에서 기록된 다른 수치 범위의 최대값 또는 최소값으로 대체될 수 있다. 본 개시에서 수치 범위의 최대값 또는 최소값은 구현예에서 언급된 값으로 대체될 수 있다.
본 개시에서, 둘 이상의 양상의 조합은 보다 바람직한 양상으로서 해석된다.
본 개시의 연자성 합금은 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되되, 상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시킨다.
상기 연자성 합금은 비정질 상 중 입경이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 포함한다.
하기 내용은 본 개시의 조성물의 상세한 설명이다.
Fe(철)는 원자%로 82.5% 이상 및 86% 이하이다.
Fe의 함량을 82.5% 이상으로 셋팅함으로써, 상기 합금은 1.75 T 이상의 포화 자속 밀도를 만족할 수 있다. 상기 Fe의 함량은 바람직하게는 83% 이상, 보다 바람직하게는 83.5% 이상, 더욱 바람직하게는 84% 이상이다.
상기 Fe의 함량이 86%를 초과하는 경우 상기 합금의 비정질화(amorphization)는 어려워진다. 따라서, 상기 Fe의 함량은 86% 이하, 바람직하게는 85.5% 이하이다.
Si(규소)는 원자%로 0.3% 이상 및 3% 이하이다.
Si를 포함함으로써, 수 십 나노미터의 두께를 갖는 SiO2의 산화물 층이 상기 연자성 합금의 표면 위에 형성될 수 있다. 이것은 상기 연자성 합금의 내식성을 개선시킨다. 개선된 내식성의 효과를 얻기 위해서, 상기 Si의 함량은 0.3% 이상, 바람직하게는 1.0% 이상이다.
상기 Si의 함량이 3%를 초과하는 경우 1.75 T 초과의 포화 자속 밀도를 얻고 연자성 합금의 두께를 증가시키는 것이 어렵게 된다. 따라서 상기 Si의 함량은 3% 이하, 바람직하게는 2% 이하, 보다 바람직하게는 1.4% 이하이다.
B(붕소)는 원자%로 12.5% 이상 및 15.0% 이하이다.
상기 B의 함량이 12.5% 미만인 경우 상기 합금의 비정질화가 어려워진다. 따라서 상기 B의 함량은 12.5% 이상, 바람직하게는 13.0% 이상, 바람직하게는 13.5% 이상이다.
상기 B의 함량이 15.0%을 초과하는 경우 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도와 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 사이의 차이가 감소하여 어닐링 공정을 위한 최적 온도 범위가 좁아진다. 결론적으로, 1 T 및 1 kHz에서 25 W/kg 이하의 철 손실을 제공할 수 있는 균일하고 미세한 나노-결정 구조를 얻는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 B의 함량은 15.0% 이하, 바람직하게는 14.5% 이하, 보다 바람직하게는 14.4%, 더욱 바람직하게는 14.0% 이하이다.
Cu(구리)는 원자%로 0.05% 이상 및 0.9% 이하이다.
상기 Cu의 함량이 0.05% 미만인 경우 1 T 및 1 kHz에서 25 W/kg 이하의 철 손실을 제공할 수 있는 균일하고 미세한 나노-결정 구조를 얻는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.05% 이상, 바람직하게는 0.2% 이상, 보다 바람직하게는 0.4% 이상, 더욱 바람직하게는 0.5% 이상이다.
상기 Cu의 함량이 0.9%를 초과하는 경우 상기 합금은 취화되기 쉬워져서 상기 연자성 합금 리본의 두께를 증가시키는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.9% 이하, 바람직하게는 0.7% 이하, 보다 바람직하게는 0.6% 이하이다.
상기 M 원소는 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 M 원소의 함량은 원자%로 0(제로)% 이상 및 0.4% 미만이다.
* 상기 M 원소의 함량은 0(제로)%일 수 있지만, 상기 M 원소를 포함하는 것이 상기 합금의 자기 특성의 현저한 저하를 일으키는 Fe-B 화합물의 증착 시작 온도를 더 높은 온도로 만들 수 있다. 이는 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도와 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 사이의 차이를 증가시키고, 결과적으로 상기 어닐링 공정의 최적 온도 범위를 증가시키며, 결과적으로 상기 어닐링 공정의 조건을 완화시킬 수 있다. 상기 M 원소의 함량은 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다.
상기 M 원소는 고가이기 때문에 상기 M 원소의 함량이 증가함에 따라 상기 합금에 대한 비용이 증가한다. 따라서, 상기 M 원소의 함량이 적은 것이 바람직하다. 따라서 상기 M 원소의 함량은 0.4% 미만, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.
본 개시의 상기 연자성 합금에서, Fe 함량의 일부는 최대 6 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체될 수 있다. 본 개시의 상기 연자성 합금은 또한 상기 Fe 함량의 일부를 최대 5 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체할 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금은 C(탄소)를 포함할 수 있다. 상기 C의 함량은 바람직하게는 1질량% 이하이다.
본 개시의 상기 연자성 합금은 상기 조성식 FeaSibBcCudMe에서 나타낸 원소들에 더하여 위에서 언급한 Co, Ni, 및 C 이외의 불순물을 포함할 수 있다.
상기 불순물은 위에서 언급한 것들과는 다른 원소들을 포함한다. 예를 들어 S(황), O(산소), N(질소), Cr, Mn, P, Ti, 및 Al이다. 예를 들어 S의 함량은 바람직하게는 200 질량 ppm 이하이고; N의 함량은 바람직하게는 1,000 질량 ppm 이하이다. 상기 불순물의 총 함량은 바람직하게는 0.5 질량% 이하이다. 상기 불순물에 대응하는 원소들이 그들의 함량이 상기 범위에 속하는 한 부가될 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금은 비정질 상 중 60 nm 이하의 입경을 갖는 결정립을 갖는 구조를 포함한다. 비정질 상 중 60 nm 이하의 입경을 갖는 결정립을 갖는 상기 구조는 또한 나노-결정질 구조이다. 60 nm 이하의 결정 입경은 또한 나노결정이라 부른다.
본 개시의 상기 연자성 합금의 한 특징은 상기 나노-결정질 구조를 포함하는 것이다.
바람직하게는, 본 개시의 상기 연자성 합금에서 상기 나노결정의 비율은 부피 분율로 50% 이상이다. 부피 분율로 나노결정의 대략적인 비율은 예를 들어 투과 전자 현미경(TEM)을 통해 합금의 단면에서 나노결정과 비정질 상을 관찰하여 계산될 수 있다. 즉, 상기 나노결정의 비율이 관찰된 이미지로부터 50% 이상인지를 결정할 수 있다.
상기 합금의 단면을 관찰할 때 직경이 60nm 이하인 결정립의 면적비는 바람직하게는 특정 시야(특정 시야는 100%이다) 중의 50% 이상이다. 바람직하게는, 본 개시의 상기 연자성 합금은 60 nm 이하의 직경을 갖는 상기 결정립 및 상기 비-결정질 상을 포함하고; 60 nm 이하의 직경을 갖는 상기 결정립의 면적비는 50% 이하이다. 상기 면적비는 예를 들어 투과 전자 현미경(TEM)을 통해서 상기 합금의 단면 상의 상기 결정립 및 상기 비-결정질 상을 관찰함으로써 결정될 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금의 상기 포화 자속 밀도는 바람직하게는 1.75 T 이상이다. 또한 본 개시의 상기 연자성 합금의 포화 자속 밀도가 1.77 T 이상인 것이 바람직할 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금의 밀도는 바람직하게는 7.45 g/cm3 이상이다. 상기 7.45 g/cm3 이상의 밀도는 상기 나노결정의 부피 분율을 증가시키고, 따라서 상기 포화 자속 밀도를 증가시킨다.
1 kHz 및 1 T에서의 본 개시의 상기 연자성 합금의 철 손실은 바람직하게는 25 W/kg 이하이다. 또한 상기 연자성 합금의 철 손실은 18 W/kg 이하인 것이 바람직할 수 있다. 또한 상기 연자성 합금의 철 손실은 15 W/kg 이하인 것이 바람직할 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금의 포화 자기변형은 바람직하게는 20 ppm 이하이다. 이것은 등방성을 얻는데 도움을 준다.
본 개시의 상기 연자성 합금은 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 제공할 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금은 하기 기술된 합금 리본의 형태, 상기 합금 리본을 분쇄함으로써 제조된 분쇄된 분말의 형태, 및 예를 들어 분무법(atomizing method)과 같은 방법에 의해서 생성된 분말의 형태로 제조될 수 있다.
본 개시의 상기 연자성 합금 리본은 상기 연자성 합금 조성물을 회전하는 냉각 롤 상으로 토출하고, 상기 토출된 용융 합금을 상기 냉각 롤 상에서 신속하게 켄칭하고 응고하여 상기 합금 리본을 제조한 다음, 상기 합금 리본 상에서 어닐링 공정을 수행함으로써 수득될 수 있다.
상기 용융 합금은 원하는 합금 조성물을 생성하는 원소 공급원(순수한 철, 페로보론(ferroboron), 페로실리콘(ferrosilicon) 등)을 혼합하고 그 혼합물을 유도 가열로에서 융점 이상으로 가열함으로써 제조될 수 있다.
상기 합금 리본은, 주어진 형상의 슬릿을 갖는 노즐로부터의 상기 용융 합금을 상기 회전하는 냉각 롤 상으로 토출하고 상기 냉각 롤 상에서 상기 토출된 용융 합금을 신속하게 켄칭하고 응고시킴으로써 얻어질 수 있다. 상기 공정에서, 상기 냉각 롤은 350 내지 1,000 mm의 외경 및 100 to 400 mm의 너비를 가질 수 있으며, 상기 회전의 원주 속도는 20 내지 35 m/s 일 수 있다. 상기 냉각롤은 바람직하게는 상기 냉각 롤의 안쪽에 냉각 메카니즘(예를 들어 수냉)을 포함하여 상기 냉각 롤의 외부 원주부에서의 온도 증가를 억제한다.
상기 냉각 롤의 외주부는 바람직하게는 냉각 롤의 외주부의 열 전도도를 120 W/(m·K) 이상으로 하는 Cu 합금으로 제조된다.
상기 외주부의 열 전도도를 120 W/(m·K) 이상으로 셋팅함으로써, 합금 리본으로의 용융 합금의 주조과정에서의 켄칭 속도가 증가될 수 있다. 이것은 합금 리본의 취화를 억제하고 상기 합금 리본의 두께를 증가시킬 수 있다. 또한, 상기 주조 중의 상기 용융 합금 리본의 표면의 결정화를 억제함으로써 결정립의 조대화가 억제될 수 있으며 따라서 어닐링 공정에서 철 손실이 감소될 수 있다.
상기 냉각 롤의 외주부의 열 전도도는 바람직하게는 150 W/(m·K) 이상, 보다 바람직하게는 180 W/(m·K) 이상이다. 특히, 상기 연자성 합금의 두께가 30 ㎛ 이상인 경우, 상기 외주부의 열 전도도는 바람직하게는 150 W/(m·K) 이상이다.
상기 냉각 롤의 외주부는 상기 용융 합금을 접촉하는 부분이다. 상기 외주부는 약 5 내지 15 mm의 두께일 수 있으며 롤러-구조를 유지하는 구조재 내부를 포함할 수 있다.
나노-결정질 구조를 갖는 연자성 합금 리본은 냉각 롤에서 용융된 합금을 신속하게 켄칭 및 응고시켜서 합금 리본을 생산한 후 상기 합금 리본에 어닐링 공정을 수행하여 얻을 수 있다. 바람직하게는, 상기 어닐링 공정은 Fe-B 화합물 증착 시작 온도에 도달하지 않고 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도 이상으로 온도가 상승하도록 상기 합금 리본의 온도를 제어하면서 수행된다.
일반적으로, 합금 리본의 통상적인 어닐링 공정은 상기 합금 리본을, 10℃/sec 이상의 가열 속도에서 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 미만의 실온에서 30 내지 100℃로 가열하는 어닐링하고 상기 가열된 합금 리본을 수 초동안 유지하는 단계를 포함하였다.
그러나, 높은 포화 자속 밀도를 얻기 위해서 감소된 양의 Cu 및 Nb를 포함한 합금 리본을 가공할 때, bccFe(αFe)-결정화 시작 온도와 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 사이의 차이가 감소되며, 최적 어닐링 온도(최고 온도)의 범위가 실질적으로 좁아진다. 이것은 좁은 온도 범위에서 상기 어닐링 온도(최고 온도)를 제어해야 된다는 문제를 초래하였다. 또한 실제 생산에서 제조된 와이드 합금 리본(wide alloy ribbon)은 너비 방향에서의 불균일한 켄칭, 너비 방향에서의 불균일한 두께, 및 서로 다른 로트(lot) 사이의 불균일한 조성을 경험하였다. 이것은 좁은 온도 범위 내에서 상기 어닐링 온도를 제어하고 균일한 어닐링 공정을 수행하는 것이 훨씬 더 어렵다는 문제를 야기하였다.
본 개시의 상기 합금 리본의 어닐링 공정에서, 상기 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도 미만의 온도 10 내지 140℃는 T1이고, 상기 Fe-B 화합물ㄹ 증착 시작 온도 미만의 온도 30 내지 120℃는 T2이다. 바람직하게는, 상기 합금 리본은 50℃/sec 이상의 가열 속도로 실온에서 T1으로 가열되고 400℃/sec 이하의 가열 속도로 T1에서 T2로 가열되고 상기 가열 속도 보다 느리게 상기 실온에서 T1으로 가열되고, 이어서 냉각된다. 상기 합금 리본은 T2에 도달한 후 직접 냉각될 수 있거나, 또는 T2에 도달한 후 0.5 내지 60초 동안 T2와 T2-50℃ 사이의 온도에서 유지될 수 있으며, 이어서 냉각된다. T2는 상기 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 미만의 10 내지 120℃ 또는 상기 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 미만의 10 내지 100℃ 일 수 있다.
상기 가열 속도는 주어진 온도 범위 사이에서의 평균 가열 속도이다. 예를 들어 실온에서 T1으로의 가열 속도는 T1에서 실온(25 ℃)을 뺀 온도를 분자로 하고, 이를 실온에서 T1에 도달하는 데 걸리는 시간(초)을 분모로 나누어 계산할 수 있다.
본 개시의 상기 합금 리본의 어닐링 방법은 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 갖는 연자성 합금 리본을 안정성 있게 생산할 수 있다.
본 개시의 상기 합금 리본의 어닐링 방법은 상기 합금 리본을 자성 코어 형상으로 가공한 후 수행될 수 있다. 상기 자성 코어 형상의 예는, 상기 합금 리본을 압착 등에 의해서 자성 코어 형상으로 가공하여 형성된 자성 코어, 이와 같이 가공된 코어-형상 리본을 적층하여 형성된 자성 코어, 및 상기 합금 리본을 권취하여 형성되는 권취된 자성 코어를 포함한다.
도 1은 본 개시의 한 구현예의 실시예 어닐링 공정 패턴 및 상기 구현예의 참조예 어닐링 공정 패턴을 도시한다. 도 2(참조예 어닐링 공정 패턴) 및 도 3(실시예 어닐링 공정 패턴)은, 상기 어닐링 공정 패턴에서의 유지 시간(X-축), 8,000 A/m의 자기장을 가할 때 자속 밀도(Y-축), 및 1 T 및 1 kHz에서의 철 손실(CL)(Y-축) 사이의 상관관계를 보여준다. 표 1(참조예 어닐링 공정 패턴) 및 표 2(실시예 어닐링 공정 패턴)은 각각의 어닐링 공정에서의 어닐링 공정의 조건들, B8000의 값들 및 철 손실을 나타낸다. 수득된 샘플의 합금 조성은 후술하는 표 3의 No. 3의 합금 조성과 동일하다. 수득된 샘플은 460℃의 bccFe (αFe)-결정화 시작 온도, 및 580℃의 Fe-B 화합물 증착 시작 온도를 가졌다.
도 2 및 표 1에 나타낸 바와 같이, 본 개시의 참조예 어닐링 공정 패턴 C1 내지 C2에서, 유지 온도가 470℃에서 500℃로 증가함에 따라 B8000은 1.76 T에서 1.83 T로 점차적으로 증가하였다. 유지 온도가 470℃ 내지 490℃인 경우 500℃의 유지 온도에서 철 손실이 현저히 높았다. 철 손실은 B8000이 1.82 T를 초과할 때 유지 온도 이상에서 급격히 증가하여 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실이 균형을 이룰 수 있는 온도 범위를 극히 좁게 만들었다.
한편, 도 3 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 개시의 실시예 어닐링 공정 패턴 E1 내지 E4에서, 각각의 E1, E2, E3, 및 E4의 T1은 각각 100℃, 90℃, 80℃, 및 50℃로 상기 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도(460℃) 보다 낮았으며, 각각의 E1, E2, E3, 및 E4의 T2는 각각 90℃, 80℃, 70℃, 및 40℃로 상기 Fe-B 화합물 증착 시작 온도 보다 낮았다. E1 내지 E4에서 T1 유지 시간은 0(제로)초였다. E1 내지 E4에서 T2 유지 시간은 0.5초였다.
E1 내지 E4의 실시예 어닐링 공정 패턴에서 T2의 유지 온도가 490 내지 540℃ 일 때, B8000은 1.82 내지 1.83T로 높고 거의 안정적이었으며 철 손실도 9.8 내지 11W/kg 사이에서 거의 안정적이었다. 이는 E1 내지 E4가 B8000이 1.82T를 초과하고 철 손실이 25W/kg 이하인 50℃ 이상의 유지 온도를 제공하여 높은 포화 자속 밀도와 낮은 철 손실을 안정적으로 제공할 수 있음을 시사한다. 본 개시의 실시예 어닐링 공정 패턴에서 수득된 샘플은 비정질 상 중 결정립 직경이 60nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 가졌다. 또한, 각 시료의 단면 관찰에 있어서 직경 60nm 이하의 결정립의 면적비는 50% 이상(관찰 시야 100%)이었다. 도 3 및 표 2에서 유지 온도는 T2였다.
Figure pat00001
Figure pat00002
바람직하게는, 상기 어닐링 공정의 가열 속도는 합금 리본의 생산성, 수득하는 핵 밀도 및 결정립 직경의 조대화 감소의 관점에서 빠르다. 그러나, 가열 속도가 너무 빠른 경우 짧은 시간에 결정화가 일어나며, 이는 시간당 가열량을 증가시키고 합금 리본의 온도를 과도하게 높여서 Fe-B 화합물 증착 시작 온도에 도달하게 하며, Fe-B 화합물 증착을 유도한다. 합금 리본의 온도가 상승하였으나 Fe-B 화합물 증착 시작 온도에 도달하지 못한 경우에도 결정립의 성장은 여전히 가속화되고 철 손실은 증가한다.
따라서, 본 개시의 어닐링 공정에서, T1(제 1 온도)로부터의 가열 속도는 감소되어 Fe-B 화합물의 증착을 억제한다. 또한 가열 속도를 줄여서 결정의 성장을 억제하여 결정의 불균일성을 줄일 수 있다. 이를 통해 철 손실을 줄이고 수축률 차이로 발생하는 주름과 같은 어닐링 공정에서 발생하는 형태의 결함을 줄일 수 있다.
실온에서 T1으로의 가열 속도는 장비의 용량에 따라 결정될 수 있지만 빠를수록 좋으며, 예를 들어 50℃/sec 이상이다. 가열 속도는 바람직하게는 200℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 300℃/sec 이상, 더욱 바람직하게는 400℃/sec 이상이다.
T1에서 T2로의 가열 속도는 400℃/sec 이하, 바람직하게는 200℃/sec 이하, 보다 바람직하게는 150℃/sec 이하, 더욱 바람직하게는 100℃/sec 이하이다. T1에서 T2로의 가열 속도는 바람직하게는 10℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 30℃/sec 이상, 더욱 바람직하게는 50℃/sec 이상이다.
실온에서 T1로의 가열 속도가 200℃/sec 이상인 경우 T1에서 T2로의 가열 속도는 200℃/sec 이하, 바람직하게는 150℃/sec 이하, 보다 바람직하게는 100℃/sec 이하이다.
T1에서 T2로의 가열 속도가 300℃/sec 이상인 경우 T1에서 T2로의 가열 속도는 300℃/sec 이하, 바람직하게는 200℃/sec 이하, 보다 바람직하게는 150℃/sec 이하이며, 가장 바람직하게는 100℃/sec 이하이다.
위에서 언급한 바와 같이, 본 개시의 연자성 합금 리본의 어닐링 공정은 T1(bccFe(αFe)의 결정화로 인해 온도 상승이 시작되는 온도보다 낮은 주어진 온도)까지 빠른 가열 속도로 수행된다. 또한, T1 통과 후의 가열 속도는 T1에 도달하기 전의 가열 속도보다 낮게 셋팅하고, 또한 400℃/sec 이하로 셋팅한다. 따라서 결정화로 인한 열 생성이 제어되고, Fe-B 화합물의 증착과 αFe 결정의 입자 성장을 억제한다.
따라서 본 개시의 연자성 합금 리본은, (i) 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실이 얻어질 수 있는 상기 어닐링 공정의 온도 범위의 증가, (ii) 제어할 온도 범위의 증가, 및 (iii) 본 개시의 어닐링 방법에 의한 우수한 어닐링 가공성을 제공할 수 잇다.
상기 어닐링 공정 전에 본 개시의 연자성 합금 리본의 밀도가 M1이고 상기 어닐링 공정 후에 본 개시의 연자성 합금 리본의 밀도가 M2일 때, M2/M1의 값은 바람직하게는 1.005 이상이다. 본 개시의 상기 어닐링 방법은 상기 합금 리본의 밀도를 향상시킬 수 있다. 따라서, 높은 포화 자속 밀도가 획득될 수 있다.
본 개시의 연자성 합금 리본은 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 갖는다. 획득가능한 높은 포화 자속 밀도는 1.75 T 이상이고, 획득가능한 열 손실은 1 kHz 및 1 T에서 25 W/kg 이하이다. 상기 철 손실은 바람직하게는 18 W/kg 이하이다.
본 개시의 연자성 합금 리본의 밀도는 바람직하게는 7.45 g/cm3 이상이다. 상기 7.45 g/cm3 이상의 밀도는 나노결정의 부피 분율을 증가시키고 포화 자속 밀도를 증가시킨다.
본 개시의 연자성 합금 리본의 포화 자속 밀도는 바람직하게는 1.77 T 이상이다.
1 kHz 및 1 T에서 본 개시의 연자성 합금 리본의 철 손실은 바람직하게는 15 W/kg 이하이다.
본 개시의 연자성 합금 리본의 포화 자기변형은 바람직하게는 20 ppm 이하이다. 이것은 등방성을 얻는데 도움을 준다.
본 개시의 연자성 합금 리본은 위에서 언급된 연자성 합금 구조 및 특징을 갖는다. 중복을 피하기 위해, 앞서 언급된 연자성 합금 구조 및 특징에 대한 설명이 이후에 적용된다.
본 개시의 연자성 합금 리본의 두께는 바람직하게는 15 ㎛ 이상, 보다 바람직하게는 20 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 25 ㎛ 이상, 더욱더 바람직하게는 30 ㎛ 이상이다. 예를 들어 25 ㎛ 이상의 두께는 연자성 합금 리본을 적층하여 자성 코어 제조에 필요한 공수(man-hour) 및 제조 비용을 줄일 수 있다. 상기 두께는 보다 바람직하게는 32㎛ 이상이다. 또한, 연자성 합금 리본의 두께가 증가함에 따라 상기 합금 리본의 제조가 어려워진다. 따라서 상기 두께는 50㎛ 이하가 바람직하고, 35㎛ 이하가 보다 바람직하다.
1kHz 이상의 고주파에서 철 손실을 낮춰야 하는 응용 분야에서는 두께가 약 15 내지 25㎛인 연자성 합금 리본이 바람직하다.
본 개시의 연자성 합금 리본은 또한 높은 적층 계수를 제공한다. 본 개시의 연자성 합금 리본의 적층 계수는 86% 이상일 수 있다. 본 개시의 연자성 합금 리본의 적층 계수는 바람직하게는 88% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상이다. 연자성 합금 리본을 적층할 때 적층 계수가 높으면 적층 계수가 낮은 합금 리본에 비해 적층수가 동일한 얇은 적층 두께가 가능하다. 이것은 자성 코어 및 부품의 소형화에 기여한다.
상기 적층 계수는 JIS C 2534 : 2017에 따라 다음 방법으로 측정할 수 있다.
120mm 길이로 자른 20개의 리본을 서로 적층하고 적층된 리본을 평평한 샘플 스탠드에 위치시킨다. 직경 16mm의 평평한 앤빌(flat anvil)을 50kPa의 압력으로 적층 리본 위에 위치시킨다. 적층된 리본의 높이는 너비 방향으로 10mm 마다 측정된다. 측정시 최대 높이는 hmax(㎛)이다. 적층 계수 LF는 다음 식으로 계산된다.
LF(%)＝샘플의 중량(g)/밀도(g/cm3)/hmax(㎛)/샘플 길이(240cm)/리본 너비(cm)×10,000
상기 방정식에서 밀도(g/cm3)는 어닐링 공정 후의 합금 리본의 밀도이다.
80A/m의 자기장이 연자성 합금 리본의 주조 방향에서 가해질 때의 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 L이다. 80A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향과 직교하는 방향에서 가해질 때의 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 W이다. 바람직하게는, 본 개시의 연 성 합금 리본의 자속 밀도(W)에 대한 자속 밀도(L)의 비(L/W)는 0.7 내지 1.3이다. 상기 비율(L/W)을 0.7 내지 1.3으로 함으로써 등방성이 높은 연자성 합금 리본을 얻을 수 있다.
일반적으로, 회전하는 냉각 롤 상에 용융된 합금의 토출 후, 켄칭 및 응고에 의해서 제조된 전술한 합금 리본은 주조 방향에서 이방성을 얻는다. 주조 방향은 연속 주조된 합금 리본의 횡방향인 냉각 롤의 회전 방향을 따른 방향이다.
위에서 언급했듯이, 주조 과정에서 얻어지는 연자성 합금 리본의 주조 방향 이방성은 어닐링 공정 후(나노결정 구조를 생성하는 어닐링 공정 후) 연자성 합금 리본의 특성에도 영향을 미친다. 특히, 비-결정질 상의 부피 분율이 높으면 연자성 합금 리본의 주조 방향(종방향)의 자속 밀도와 상기 연자성 합금의 주조 방향에 대한 직교 방향(횡방향에 직교하고 너비 방향에 해당하는 방향)의 자속 밀도 사이에 차이가 발생하며, 이것은 상기 어닐링 공정 후 상기 이방성을 유지시킨다.
그러나, 모터에서의 응용과 같은 연자성 합금 리본의 일부 응용은 연자성 합금 리본의 등방성을 필요로 한다. 따라서, 주조 방향과 상기 주조 방향에 직교하는 방향 사이의 연자성 합금 리본의 자속 밀도 차이를 주어진 범위 내에서 유지하기 위해 결정의 부피 분율이 증가하도록 어닐링 공정을 수행하는 것이 바람직하다.
한편, 나노결정의 부피 분율을 높이기 위해 온도를 높이거나 어닐링 공정 시간을 연장하면 Fe-B 화합물이 특정 조건에서 증착되어 합금 리본의 자기 특성이 저하된다. 특히, Fe 함량이 높은 연자성 합금 리본은 등방성으로 되는 어닐링 공정의 온도 범위가 좁다. 이는 높은 포화 자속 밀도, 낮은 철 손실, 등방성을 모두 갖는 나노결정 구조의 연자성 합금 리본을 얻기 어렵다는 문제를 제기한다.
본 개시는 상기 문제를 해결하고, 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 모두 가지며, Fe-B 화합물의 증착을 억제하면서 추가로 등방성을 갖는 연자성 합금 리본을 제공할 수 있다.
본 개시의 연자성 합금 리본은 원하는 특성을 얻기 위해 어닐링 공정에서 어닐링 온도의 넓은 허용 범위를 갖는다. 따라서, 대량 생산시 발생하는 불균일성을 고려하더라도 연자성 합금 리본의 생산성은 여전히 높다. 특히 모터용 자성 코어와 같은 응용 분야에 사용되는 광범위한 합금 리본은 어닐링 과정에서 온도 불균일성이 발생하기 쉽다. 따라서, 어닐링 공정에서 어닐링 온도의 넓은 허용 범위를 갖는 것이 효과적이다.
일반적으로, 가열 속도 또는 합금 리본의 온도 불균일이 발생하면 결정화로 인한 발열을 부분적으로 제어할 수 없게 된다. 이로 인해 결정화시 수축 불균일이 발생하고 합금 리본에 주름 등이 형성되어 자성 코어가 형성될 때 적층 계수가 감소하는 등의 결함이 발생할 가능성이 있다.
그러나, 위에서 언급한 바와 같이, 본 개시의 연자성 합금 리본은 어닐링 공정 동안 온도 불균일성을 허용하기 위해 넓은 수용 범위를 갖는다. 따라서 주름이 적고 적층 계수가 높으며 평활도가 높은 연자성 합금 리본을 얻을 수 있다.
평활도는 적층 계수를 결정할 때 측정된 너비 방향 두께의 최대 두께 hmax 및 최소 두께 hmin을 사용하여 (hmax-hmin)/20의 계산식으로 정의될 수 있다. 평활도는 바람직하게는 4㎛ 이하, 보다 바람직하게는 3㎛ 이하이다.
본 개시의 연자성 합금 리본을 이용하여 변압기, 전자 부품, 모터 등에 사용하기 위한 우수한 특성을 갖는 자성 코어을 얻을 수 있다.
상기 자성 코어는 합금 리본을 주어진 형태로 절단하고, 절단된 합금 리본을 적층하고, 합금 리본을 권취하고, 적층된 합금 리본을 벤딩하는 것과 같은 공정에 의해 형성된다.
상기 자성 코어는 본 개시의 연자성 합금 리본을 분쇄하여 생성된 분말 재료를 사용하여 형성될 수 있다. 상기 자성 코어는 상기 분무법에 의해서 형성되는 본 개시의 분말 형태의 연자성 합금을 사형하여 형성될 수도 있다.
본 개시의 자성 코어 및 코일을 조합하여 우수한 특성을 갖는 변압기, 전자 부품, 모터 등의 부품을 얻을 수 있다. 본 개시의 자성 코어는 또한 다른 자성 재료로 만들어진 자성 코어와 조합될 수 있다.
[구현예]
[제 1 구현예]
원소 공급원을 혼합하여 표 3과 같은 조성을 생성하였다. 각 조성을 1,300℃로 가열하여 용융 합금을 생성하였다. 각각의 용융된 합금을 외경 400mm, 너비 200mm의 냉각 롤 상에서 토출시키고 30m/sec의 원주 속도로 회전시켰다. 상기 토출된 용융된 합금을 신속하게 켄칭시키고 냉각 롤 상에서 응고시켜서 합금 리본을 생성하였다. 표 4에 나타낸 어닐링 공정의 조건하에 삭각의 합금 리본 상에 어닐링 공정을 수행하여 나노-결정질 구조를 갖는 연자성 합금 리본을 생성하였다. 각각의 생성된 합금 리본의 너비 및 두께는 표 4에 제시되어 있다. Cu 합금으로 제조된 상기 냉각 롤의 외부부는 150 W/(m·K)의 열 전도도를 가지며, 상기 냉각 롤은 상기 외주부의 온도를 제어하는 냉각 메카니즘 내부를 포함한다.
표 3 및 표 4에서, 샘플 No. 1 내지 6 및 No. 10 내지 23은 본 개시의 연자성 합금 리본의 실시예들이고, 샘플 No. 51 내지 53은 본 개시의 연자성 합금 리본의 참조예들이다. 표 4는 B8000, 1 T/1 kHz에서의 철 손실, 밀도, bccFe(αFe)-결정화 시작 온도 T1, T2, 실온에서 T1으로의 가열 속도, 각각의 샘플에 대한 T1에서 T2로의 가열 속도를 나타낸다. 실온에서 T1으로의 가열 속도는 400 내지 500℃/sec로 셋팅되었다. 상기 어닐링 공정 후에 밀도를 측정하였다.
샘플 No. 1 내지 6 및 No. 10 내지 23은 각각 비정질 상 중 60 nm 이하의 입경을 갖는 결정립을 갖는 구조를 가진다. 각각의 샘플의 단면 관찰에서, 60 nm 이하의 직경을 갖는 결정립의 면적비는 50% 이상(관측된 필드는 100%임)이었다.
[BccFe(αFe)-결정화 시작 온도/Fe-B 화합물 증착 시작 온도]
상기 BccFe(αFe)-결정화 시작 온도 및 상기 Fe-B 화합물 증착 시작 온도는 가열 속도에 따라 변한다. 그러나, 전형적인 열 분석기는 약 2℃/sec의 가열 속도의 상한을 가지며, 따라서 본 개시의 어닐링 공정에서 가열 속도를 측정할 수 없다. 따라서 50℃/sec의 가열 속도에서의 측정에 하기 방법을 사용하여 상기 BccFe(αFe)-결정화 시작 온도 및 상기 Fe-B 화합물 증착 시작 온도를 결정할 수 있다.
Rigaku Corporation의 제품인 DSC8231을 사용하여 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도 및 Fe-B 화합물 증착 시작 온도를 3가지 가열 속도, 즉 5℃/min(0.083℃/sec), 20℃/min(0.333℃/sec), 50℃/min(0.833℃/sec)에서 측정하였다. 상기 측정된 값들은 X축의 가열 속도의 로그와 Y축의 bccFe(αFe)-결정화 시작 온도 또는 Fe-B 화합물 증착 시작 온도로 플롯되었다.
어닐링 공정 후 연자성 합금 리본을 사용하여 포화 자속 밀도(B8000), 철 손실 및 밀도를 측정하였다.
[포화 자속 밀도(B8000)]
Metron Technology Research Co., Ltd.의 제품인 DC 자화 특성 시험기를 사용하여 어닐링 공정 후 연자성 합금 리본(단일-플레이트 시료)에 8,000A/m의 자기장을 가하여 주어진 순간에 최대 자속 밀도를 측정하였으며, 그 값은 B8000이었다. 본 개시의 연자성 합금 리본은 상대적으로 포화되기 쉬운 특성을 가지고 있기 때문에 8,000 A/m의 자기장을 가했을 때 연자성 합금 리본이 포화되어 B8000의 값과 포화 자속 밀도는 거의 동일해진다. 따라서 포화 자속 밀도는 B8000으로 표시된다.
[철 손실]
Toei Industry Co., Ltd.의 제품인 AC 자기 측정 장비 TWM18SR을 사용하여 1 T의 자속 밀도 및 1kHz의 주파수의 조건에서 어닐링 공정 후 연자성 합금 리본(단일-플레이트 샘플)의 철 손실을 측정하였다.
[밀도]
17 mm의 직경 및 33 mm의 높이를 갖는 칼럼 샘플 셀(column sample cell)로의 삽입할 수 있는 크기의 코어-형상 샘플을 고정된 부피 팽창법(fixed volume expansion method)으로 제조하고 상기 코어 형상 샘플의 부피를 측정하였다. Shimadzu Corporation의 제품인 건식 비중병(dry-process pycnometer) AccuPyc1330을 사용하여 중량을 부피로 나누어 코어-형상 시료의 밀도를 측정하였다.
상기 어닐링 공정 전 합금 리본의 밀도는 M1이고; 어닐링 공정 후 합금 리본의 밀도는 M2이다.
Figure pat00003
Figure pat00004
본 개시의 실시예(No.1 내지 6, 및 10 내지 23)에서는 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실이 얻어졌다. 밀도는 7.45g/cm3 이상이었다.
참조예 No. 51 및 52는 낮은 포화 자속 밀도를 가졌다.
참조예 No. 53은 철 손실이 약간 높았지만 그 특성 값은 실시예와 거의 같았다. 그러나 소량의 Si 함량으로 인해 No. 53의 샘플은 대기에서 며칠 동안 보관 한 후 녹이 슬어 샘플 취급에 문제가 발생하였다.
표 5는 샘플 No. 1 내지 6, No. 20 내지 22, No. 51 내지 53에 대한 비율(L/W) 및 M2/M1 값을 나타낸다. 80A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향에서 가해질 때 L은 연자성 합금 리본(단일-플레이트 샘플)의 자속 밀도이다. W는 80A/m의 자기장이 연자성 합금 리본의 주조 방향과 직교하는 방향에서 가해질 때의 연자성 합금 리본의 자속 밀도이다. M1은 어닐링 공정 전 합금 리본의 밀도이고; M2는 어닐링 공정 후 합금 리본의 밀도이다.
[자속 밀도 L 및 W]
Metron Technology Research Co., Ltd.의 제품인 DC 자화 특성 시험기는 어닐링 공정 후 주조 방향(단일-플레이트 샘플) 및 연자성 합금 리본의 주조 방향과 직교하는 방향 둘 다에서 80A/m의 자기장을 가하는 데 사용되었으며; 상기 두 방향의 자속 밀도는 각각 L 및 W이고; L 대 W의 비(L/W)를 사용하여 등방성을 평가하였다.
본 개시의 실시예(No. 1 내지 6, 및 20 내지 22)에서, 상기 비(L/W)는 0.7 내지 1.3의 범위 내에 있었다. 수득된 연자성 합금 리본은 높은 등방성, 및 1.005 이상의 밀도비(M2/M1)를 가졌다.
샘플 No. 51 및 53은 1.3을 초과하는 비(L/W)를 가졌다.
Figure pat00005
표 6은 샘플 No. 1 내지 4, 12, 15, 및 20 내지 23의 포화 자기변형의 값을 나타낸다.
[포화 자기변형]
샘플에 Kyowa Electronic Instruments Co., Ltd.의 제품인 스트레인 게이지를 부착하고 전자석을 사용하여 샘플에 5kOe의 자기장을 가하였다. 전자석을 360도 회전시켜서 시료에 가해지는 자기장의 방향을 360도 변화시켰을 때 발생하는 시료의 신장 및 수축의 최대 변화량은 응력계(strain gauge)에 표시된 전기 저항값의 변화로부터 측정되었다. 포화 자기변형은 2/3×최대 변화량과 같다.
본 개시의 실시예(No. 1 내지 4, 12, 15 및 20 내지 23)의 포화 자기변형은 20ppm 이하였다.
Figure pat00006
[제 2 구현예]
원소 공급원들을 혼합하여 조성식 Fe82.93Si2.30B13.70Nb0.38Cu0.69로 표시된 조성을 생성하였다. 이 조성물을 1,300℃로 가열하여 용융된 합금을 만들었다. 용융된 합금은 외경 400mm, 너비 300mm의 냉각 롤 상에 토출시키고 30m/sec의 원주 속도로 회전시켰다. 토출\된 용융 합금은 냉각 롤 상에서 빠르게 켄칭 및 응고되어 합금 리본을 생성하였다. 표 8과 같은 어닐링 공정 조건 하에서 각 합금 리본 상에 어닐링 공정을 수행하여 나노결정 구조의 연자성 합금 리본을 제조하였다. 생산된 각각의 합금 리본의 너비 및 두께를 표 7에 나타내었다. 냉각 롤의 외주부는 열 전도도가 150 W/(m·K)인 Cu 합금으로 만들어졌으며 냉각 롤은 상기 외주부 온도를 제어하는 냉각 메커니즘 내부를 포함하였다. 실온에서 T1으로의 가열 속도는 400 내지 500℃/sec로 셋팅하였다. 어닐링 공정 후 밀도를 측정하였다.
샘플 No.7 내지 9 각각은 비정질 상 중 직경 60nm 이하의 결정립을 갖는 구조를 가졌다. 각 시료의 단면 관찰(관찰 시야 100 %)에 있어서, 직경 60nm 이하의 결정립의 면적비는 50% 이상이었다.
표 7 및 8은 어닐링 공정의 조건, 즉 적층 계수, 평활도, B8000, 철 손실 및 어닐링 공정 후 측정된 밀도를 각 샘플에 대한 측정 결과를 나타낸다. 샘플 No. 54는 T2가 Fe-B 화합물 증착 시작 온도보다 140℃ 낮고 T1이 bccFe-결정화 시작 온도보다 160℃ 낮은 어닐링 공정 조건을 가졌다. 샘플 No. 55는 T2가 Fe-B 화합물 증착 시작 온도보다 20℃ 낮은 어닐링 공정 조건을 가졌다. No. 54 및 55의 측정 결과도 표 7 및 8에 나타나있다. 샘플 No. 54는 1 T and 1 kHz의 조건하에서 측정될 수 없었던 철 손실의 커다란 증가가 있었다. 이것은 샘플 No. 55의 특성이 Fe-B 화합물의 증착에 의해 악화되었음을 시사한다. 또한 샘플 No. 55에서 어닐링 과정에서 주름이 발생하여 적층 계수를 80%로, 평활도를 6.3㎛로 크게 낮췄다.
본 개시의 실시예(No. 7 내지 9)에서는 포화 자속 밀도가 높고 철 손실이 낮으며 적층 계수가 86% 이상이었다. 밀도도 높았고 평활도가 바람직할 수 있었다.
Figure pat00007
Figure pat00008
[적층 계수]
* 적층 계수는 JIS C 2534: 2017에 따르는 하기 방법에 의해서 측정되었다.
120mm 길이로 절단한 20개의 리본을 서로 적층하고 적층된 리본을 평평한 샘플 스탠드에 위치시켰다. 직경 16mm의 평평한 앤빌을 50 kPa의 압력으로 적층된 리본 위에 위치시켰다. 적층된 리본의 높이는 너비 방향으로 10mm 마다 측정되었다. 최대 측정 높이는 hmax(㎛)이었다. 적층 계수 LF는 하기 식으로 계산되었다.
LF(%)＝샘플의 중량(g)/밀도(g/cm3)/hmax(㎛)/샘플 길이(240cm)/리본 너비(cm)×10,000
전술한 바와 같이, 본 개시는 높은 포화 자속 밀도 및 낮은 철 손실을 갖는 연자성 합금 리본을 제공할 수 있었다. 본 개시는 또한 등방성 및 감소된 이방성을 갖는 연자성 리본을 제공 할 수 있었다. 본 개시는 고밀도, 높은 적층 계수 및 바람직한 평활도를 갖는 연자성 합금 리본을 제공할 수 있었다.
본 개시의 연자성 합금 리본을 이용하여 자성 코어를 제조할 때 공지의 방법을 사용할 수 있다. 본 개시의 연자성 합금 리본을 이용하여 제조된 상기 자성 코어는 높은 포화 자속 밀도, 낮은 철 손실 및 등방성과 같은 본 개시의 연자성 합금 리본의 우수한 특성을 가질 수 있다.
또한, 본 개시의 연자성 합금 리본을 이용하여 제조된 자성 코어 및 코일을 포함하는 부품은 높은 포화 자속 밀도, 낮은 철 손실, 등방성과 같은 본 개시의 연자성 합금 리본의 우수한 특성을 가질 수 있다.

Claims (19)

  1. 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 연자성 합금으로서,
    상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시키되, 상기 연자성 합금은,
    비정질 상(amorphous phase) 중 입경(grain diameter)이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조
    를 포함하는, 연자성 합금.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Fe 함량의 일부는 최대 6 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체되는, 연자성 합금.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 연자성 합금의 포화 자속 밀도는 1.75 T 이상인, 연자성 합금.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 연자성 합금의 밀도는 7.45 g/cm3 이상인, 연자성 합금.
  5. 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 합금을 포함하는 연자성 합금 리본으로서,
    상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고, 상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시키되, 상기 연자성 합금 리본은,
    비정질 상 중 입경이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 포함하고,
    상기 연자성 합금 리본의 포화 자속 밀도는 1.75 T 이상이며,
    1 kHz 및 1 T에서 상기 연자성 합금 리본의 철 손실은 25 W/kg 이하
    인, 연자성 합금 리본.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 연자성 합금 리본의 밀도는 7.45 g/cm3 이상인, 연자성 합금 리본.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 연자성 합금 리본의 적층 계수(lamination factor)는 86% 이상인, 연자성 합금 리본.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 연자성 합금 리본의 두께는 25 ㎛ 이상인, 연자성 합금 리본.
  9. 제 5 항에 있어서,
    80 A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향에서 가해질 때 상기 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 L이고, 80 A/m의 자기장이 상기 연자성 합금 리본의 주조 방향에 직교하는 방향에서 가해질 때 상기 연자성 합금 리본의 자속 밀도는 자속 밀도 W이며,
    상기 자속 밀도 L 대 상기 자속 밀도 W의 비(L/W)는 0.7 내지 1.3
    인, 연자성 합금 리본.
  10. 제 5 항에 있어서,
    상기 연자성 합금 리본의 포화 자기변형(saturation magnetostriction)은 20 ppm 이하인, 연자성 합금 리본.
  11. 제 5 항에 있어서,
    상기 조성식은 83≤a≤86, 0.3≤b≤2, 0.4≤d≤0.9, 및 0≤e≤0.3을 만족시키며,
    상기 연자성 합금 리본의 포화 자속 밀도는 1.77 T 이상
    인, 연자성 합금 리본.
  12. 제 5 항에 있어서,
    Fe 함량의 일부는 최대 6 원자%까지 Co 및 Ni로부터 선택된 적어도 1종의 원소로 대체되는, 연자성 합금 리본.
  13. 제 5 항의 연자성 합금 리본의 제조방법으로서, 상기 방법은,
    회전하는 냉각 롤(chill roll) 상에 용융 합금을 토출하는(ejecting) 단계; 및
    상기 냉각 롤 상에서 상기 용융 합금을 켄칭하는(quenching) 단계를 포함하되,
    상기 냉각 롤의 외주부는 120 W/(m·K) 이상의 열 전도도를 갖는 Cu 합금으로 제조되는, 연자성 합금 리본의 제조방법.
  14. 비정질 상 중 입경이 60 nm 이하인 결정립을 갖는 구조를 가지는 연자성 합금 리본의 제조방법으로서, 상기 방법은,
    합금 리본의 어닐링 공정(annealing process)을 포함하되,
    상기 어닐링 공정에서, bccFe-결정화 시작 온도 미만의 온도 10 내지 140℃는 온도 T1이고, Fe-B 화합물 증착 시작 온도 미만의 온도 30 내지 120℃는 온도 T2이고,
    상기 어닐링 공정은,
    상기 합금 리본을 실온에서 상기 온도 T1으로 50℃/sec 이상의 가열 속도로 가열하는 단계;
    상기 실온에서 상기 온도 T1으로의 가열 속도 보다 느린 속도 및 400℃/sec 이하의 가열 속도로 상기 합금 리본을 상기 온도 T1에서 상기 온도 T2로 가열하는 단계;
    상기 온도 T2에 도달한 후 상기 합금 리본을 냉각시키는 단계; 또는
    상기 온도 T2에 도달한 후 상기 합금 리본을 상기 온도 T2와 상기 온도 T2-50℃ 사이의 온도에서 0.5 내지 60초 동안 유지시키고 후속적으로 상기 합금 리본을 냉각시키는 단계
    를 포함하는, 연자성 합금 리본의 제조방법.
  15. 제 14 항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 전에 상기 합금 리본은 회전하는 냉각 롤 상에 용융 합금을 토출하는 단계 및 상기 냉각 롤 상에서 용융 합금을 켄칭하는 단계에 의해서 얻어지고,
    상기 냉각 롤의 외주부는 120 W/(m·K) 이상의 열 전도도를 갖는 Cu 합금으로 제조되는, 연자성 합금 리본의 제조방법.
  16. 제 14 항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 전에 상기 합금 리본의 밀도가 M1이고 상기 어닐링 공정 후에 상기 합금 리본의 밀도가 M2일때, M2/M1의 값은 1.005 이상인, 연자성 합금 리본의 제조방법.
  17. 제 14 항에 있어서,
    상기 연자성 합금 리본은 조성식 FeaSibBcCudMe로 표시되는 합금을 포함하되,
    상기 M은 Nb, Mo, V, Zr, Hf, 및 W로 이루어진 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소이고,
    상기 조성식은 원자%로 82.5≤a≤86, 0.3≤b≤3, 12.5≤c≤15.0, 0.05≤d≤0.9, 및 0≤e＜0.4를 만족시키는
    것인, 연자성 합금 리본의 제조방법.
  18. 제 5 항에 따르는 연자성 합금 리본을 사용하여 형성된 자성 코어(magnetic core).
  19. 제 18 항에 따르는 자성 코어, 및 코일을 포함하는, 부품.
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