KR20230041640A - Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법 - Google Patents

Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

Fe계 연자성 합금이 제공된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금은 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며, 상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X를 포함한다. 이에 의하면, Fe계 연자성 합금은 높은 포화자속밀도 및 낮은 자기손실 특성이 있어서 자성체를 이용한 각종 부품으로의 용도전개가 매우 용이하다. 또한, 열처리 후 균일하고 작은 입경의 결정립을 구현하는데 있어서 열처리 조건의 영향을 최소화할 수 있어서 공정 조건을 설계하기에 용이하여 대량생산에 매우 적합하다.

Description

Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법{Fe-based soft magnetic alloy and method for manufacturing thereof}
본 발명은 Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
연자성 재료는 각종 트랜스, 초크 코일, 각종 센서, 가포화 리액터, 자기 스위치 등의 자심용 재료로써, 배전용 트랜스, 레이저 전원이나 가속기 등 전력의 공급이나 전력의 변환 등을 위해 사용되거나, 전자파나 자기장에 대한 차폐부재로서 다양한 전기, 전자기기에 널리 사용되고 있다. 이와 같은 전기, 전자 분야에서 연자성 재료에 대한 시장요구는 소형 경량화, 고성능/고효율화 및 낮은 제품단가에 있으며, 이와 같은 시장요구를 만족시키기 위해 높은 포화자속밀도 및 낮은 자기손실을 갖는 연자성 재료에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있는 실정이다.
이에 우수한 포화자속밀도 및 자기손실을 갖는 여러 조성의 연자성 재료가 소개되고 있으나 목적하는 수준의 특성 발현을 위해서 초기합금을 제조한 뒤 열처리하는 공정에서 처리조건이 엄격해 열처리된 합금에서 균일한 나노미세구조를 형성시키기 어렵고, 이에 양품의 생산성이 좋지 못해 대량생산이 어려운 문제점이 있다.
한편, Fe계 연자성 합금을 제조하는 방법으로서 용융된 금속을 고속회전하는 롤 상에 분사 후 롤 위에서 급냉응고시켜서 박대를 얻는 급랭응고법이 많이 사용되고 있다. 이 방법을 통해서 판 두께가 수 ㎛인 리본을 얻을 수 있는데, 리본의 폭이 좁은 경우 초기 합금을 비정질로 제어한다거나 열처리 후 균일한 나노미세구조를 형성시키는 등 양품이 생산될 가능성이 높으나, 리본의 폭을 증가 시킬수록 양품을 생산하기 용이하지 않을 수 있고, 광폭을 갖는 양품의 리본을 제조한 경우에도 대량생산을 위한 재현성이 담보되기 어려운 문제가 있다.
이에 따라서 포화자속밀도, 자기손실과 같은 특성은 우수하면서도 열적 안정성이 개선되어 나노스케일의 균일한 미세구조 구현이 용이하고, 대량생산에 적합한 Fe계 연자성 재료에 대한 개발이 시급한 실정이다.
공개특허공보 제1998-0041026호
본 발명은 상기와 같은 점을 감안하여 안출한 것으로, 일정 수준이상의 포화자속밀도를 가지면서 자기손실이 최소화되고, 보다 큰 투자율 특성을 가지며, 플레이크 공정을 거치는 경우에도 과도한 미세파편화를 방지해 적정수준의 크기를 가지도록 파편화되어 보다 큰 투자율과 낮은 투자손실율을 가지도록 조성이 설계된 Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명은 비정질의 초기합금을 제조하고 열처리를 통해서 균일한 미세구조를 구현하는데 있어서 조성과 열처리 가능 조건 범위를 개선해 비정질의 초기합금 구현의 재현성을 높이고, 열처리를 통해 목적하는 미세구조 및 물성을 용이하게 구현하며, 대량생산이 가능한 Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법을 제공하는 것에 다른 목적이 있다.
또한, 본 발명은 보다 증가된 광폭의 리본시트로 구현되는 경우에도 비정질 초기합금을 구현할 수 있는 재현성이 담보되는 Fe계 연자성 합금 및 이의 제조방법을 제공하는 것에 또 다른 목적이 있다.
상술한 과제를 해결하기 위하여 본 발명은 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며, 상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X를 포함하는 Fe계 연자성 합금을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소를 포함하되, 상기 실험식에서 a는 75.0 ~ 81.5 at%이며, Co는 2.0 ~ 5.0at%, Ni은 0 ~ 1at% 함량으로 포함될 수 있다.
또한, 상기 실험식에서 b는 11.0 ~ 16.0at%이고, c는 2.0 ~ 6.5at%일 수 있다.
또한, 상기 실험식에서 b는 11.0 ~ 16.0at%이며, a, b 및 c는 하기 수학식 1에 따른 값이 2.75 ~ 4.70, 보다 바람직하게는 3.20 ~ 4.50, 보다 더 바람직하게는 3.40 ~ 4.20일 수 있다.
[수학식 1]
Figure pat00001
또한, 상기 실험식에서 c는 2.0 ~ 5.0at%일 수 있다.
또한, 상기 실험식에서 M은 Nb 및 Mo를 포함할 수 있다. 이때, Nb가 Mo 보다 큰 함량으로 함유될 수 있다.
또한, 상기 실험실에서 e는 2.5 ~ 4.0at%일 수 있다.
또한, 상기 연자성 합금은 조직이 비정질이거나 또는 비정질 모상 중에 평균입경이 40㎚ 이하인 결정립을 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 결정립의 평균입경은 30㎚ 이하일 수 있다.
또한, 상기 결정립은 비정질 모상 중 40체적% 이상으로 포함될 수 있다.
또한, 포화자속밀도가 1.4T 이상, 보다 바람직하게는 1.6 T 이상일 수 있다.
또한, 본 발명은 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며, 상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X를 포함하는 연자성 합금을 제조하는 단계를 포함하는 Fe계 연자성 합금 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 연자성 합금을 530 ~ 620℃ 온도로 10분 ~ 60분간 열처리 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명은 본 발명에 따른 Fe계 연자성 합금을 포함하는 차폐부재를 제공한다.
이하, 본 발명에서 사용한 용어에 대해 설명한다.
본 발명에서 사용한 용어로써, "초기합금"은 제조된 합금의 특성변화 등을 위하여 별도의 처리, 예를 들어 열처리 등의 공정을 거치지 않은 상태의 합금을 의미한다.
본 발명에 의하면, Fe계 연자성 합금은 일정 수준이상의 포화자속밀도를 가지면서 자기손실이 최소화되고, 보다 큰 투자율 특성을 가지며, 플레이크 공정을 거치는 경우에도 과도한 미세파편화를 방지해 적정수준의 크기를 가지도록 파편화되어 보다 큰 투자율과 낮은 투자손실율과 같은 우수한 자기적 특성을 가질 수 있다. 또한, 비정질의 초기합금을 제조하고 열처리를 통해서 균일한 미세구조를 구현하는데 있어서 조성과 열처리 가능 조건 범위를 개선해 비정질의 초기합금 구현의 재현성을 높이고, 열처리를 통해 목적하는 미세구조 및 물성을 용이하게 구현하며, 대량생산이 가능하다. 나아가 보다 증가된 광폭의 리본시트로 구현되는 경우에도 비정질 초기합금을 구현할 수 있는 재현성이 담보됨에 따라서 열처리 후 광폭의 양품인 Fe계 연자성 합금 리본시트를 대량생산할 수 있다. 이에 따라서 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금은 고출력 레이저, 고주파 전원, 고속펄스발생기, SMPS, 고주파 필터, 저손실 고주파 트랜스포머, 고속 스위치, 무선전력전송, 전자기파 차폐 등의 전기, 전자기기의 자성부품으로 널리 응용될 수 있다.
도 1 및 도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금의 TEM이미지,
도 3 및 도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금의 VSM 그래프, 그리고
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금의 투자율을 측정하기 위한 장치의 사진이다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명에 따른 Fe계 연자성 합금은 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며, 상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X 및 통상적인 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 X는 연자성 합금의 자성을 발현시키는 합금의 주원소로써, Fe를 포함하되, Fe 이외에 Co 및 Ni 중 어느 하나 이상을 포함하며 바람직하게는 Fe 및 Co를 포함할 수 있다. 한편, Ni의 경우 포함되지 않는 것이 좋고, 포함되는 경우에도 연자성 합금 내 1at% 이내의 함량으로 포함되는 것이 좋다. 만일 Ni을 포함하는 경우 합금 내 1at%를 초과하여 포함 시 코어로스 등의 자기손실이 커질 우려가 있다. X로써 Fe를 단독으로 포함 시 포화자속밀도 개선에 유리할 수 있으나 비정질의 초기합금 구현이 용이하지 않으며, 열처리 온도 선택의 폭이 좁아짐에 따라서 균일한 미세구조를 갖는 연자성 합금의 제조가 어려울 수 있다. 또한, 재현성이 저하되어 대량생산에 불리할 수 있다. 그러나 Fe와 Co를 모두 구비하는 경우 제조되는 합금의 자기적 특성, 특히 자기손실을 최소화하고 높은 투자율을 구현하기에 유리할 수 있다. 또한, 부가적으로 내식성을 향상시킬 수 있다. 더불어 1kHz 이상 ~ 100MHz 이하의 주파수대역에서 높은 투자율을 가질 수 있으며, 자기왜곡이 감소하여 기계적인 떨림이나 이로 인한 소음발생이나 와전류 발생이 감소할 수 있는 이점이 있다. 또한, 후술하는 원소 B, Si, Cu 및 M과 조합되어 비정질인 초기합금 구현의 재현성을 높이고, 열처리 시 온도조건 등 공정조건의 설계가 용이하며, 이에 열처리 후 균일한 나노미세구조, 일정 수준 이상의 높은 포화자속밀도를 가지면서 낮은 자기손실, 높은 투자율을 갖는 연자성 합금을 대량생산할 수 있는 이점이 있다.
상기 X는 연자성 합금 내 75.0 ~ 81.5at%, 보다 바람직하게는 75.0 ~ 81.0at%, 보다 더 바람직하게는 75 ~ 80at%, 더 바람직하게는 76 ~ 80at% 함량으로 포함될 수 있는데 이를 통해서 1.4T, 보다 바람직하게는 1.6T 이상의 고포화자속밀도를 구현하기 유리할 수 있다. 만일 X가 81.5at%를 초과 시 상대적으로 나머지 원소들의 함량이 줄어들 수밖에 없고 이로 인해서 초기합금이 비정질을 용이하게 구현하기 어렵거나, 비정질 초기합금 구현의 재현성이 저하될 수 있다. 또한, 만일 X가 75at% 미만으로 함유 시 충분한 포화자속밀도가 구현되기 어려울 수 있고, 비정질 초기합금의 재현성이나 양품의 광폭 리본시트를 구현하기 어려울 수 있다.
또한, X로써 Fe와 함께, Ni 및 Co 중 1종 이상이 구비되는 경우 연자성 합금 내 Ni 및 Co의 함량 합은 2.0 ~ 5.0at%일 수 있고, 여기서 Ni의 함량은 0at% 초과 1at% 이내의 함량으로 포함될 수 있다. 또한, Ni을 포함하지 않고, Fe와 Co를 포함하는 경우 Co는 2.0 ~ 5.0at%, 보다 바람직하게는 3.0 ~ 5.0 at% 함량으로 포함될 수 있고, 이를 통해서 고포화자속밀도를 달성하면서도 비정질인 초기합금 구현이 용이하고, 낮은 코어로스 등의 자기손실을 달성하기에 유리하다. 또한, 열적특성이 개선되어 열처리 시 공정 설계가 용이할 수 있다. 만일 Co가 2.0at% 미만으로 함유 시 상술한 효과를 달성할 수 없거나 미미할 수 있고, 5.0at%를 초과 시 원가 상승의 우려가 있고, 상대적으로 Fe의 함량이 감소해 충분한 포화자속밀도를 구현하기 어렵고 보자력이 증가할 우려가 있다. 한편, Fe의 함량은 78a% 이하, 77at% 이하, 76a% 이하, 다른 일 예로 72 ~ 76at%, 73 ~ 75at%로 함유될 수 있다. 만일 Fe가 78at%를 초과 시 경우 합금의 자왜가 증가하여 진동 및 이로 인한 소음이 증가할 수 있고, 고주파특성이 저하될 수 있으며, 와전류에 의한 발열이 문제될 수 있고, 열처리 공정설계가 어려울 수 있다.
다음으로 상기 실험식에서 원소 B 및 Si는 비정질 형성능을 가지는 원소로써, 이를 통해서 초기 합금을 비정질상으로 용이하게 제조할 수 있다. 또한, Si는 연자성 합금의 자왜감소, 투자율 향상 등 자기적 특성을 보다 개선시킬 수 있다. 원소 B 및 Si 각각의 실험식 내 함량 총합인 b+c의 값은 15.0 ~ 19.0at%이며, 바람직하게는 15.0 ~ 18.0at%, 보다 바람직하게는 16.0 ~ 18.0at%일 수 있으며, 만일 b+c의 값이 19.0at%를 초과 시 상대적으로 X의 함량이 감소하며, 이로 인해 충분한 자기적 특성, 특히 1.4T 이상의 포화자속밀도를 가지기 어려울 수 있고, 자기손실이 증가할 수 있다. 또한, X 내 함유되는 Co의 함량이 감소할 수 있고 이 경우 열처리 공정설계가 어려울 수 있다. 또한, 후술하는 것과 같이 실리콘의 함량이 커질 우려가 있고, 이로 인해서 비정질 초기합금 구현 재현성이 저하되거나 광폭의 리본시트 구현이 어려울 수 있다. 또한, 만일 b+c 값이 15at% 미만일 경우 비정질 초기합금의 구현이 어렵거나, 구현되는 경우에도 재현성이 저하되어 대량생산이 어려울 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, B 및 Si의 실험식 내 함량 b 및 c는 X의 함량인 a와의 관계에서, b가 11.0 ~ 16.0at%이면서 하기 수학식 1의 값이 2.75 ~ 4.50, 보다 바람직하게는 3.20 ~ 4.50, 보다 더 바람직하게는 3.40 ~ 4.50, 더 바람직하게는 3.40 ~ 4.20일 수 있고, 이를 통해서 본 발명의 목적을 달성하기에 보다 유리할 수 있다.
[수학식 1]
Figure pat00002
만일 수학식 1의 값이 2.75 미만일 경우 비정질 초기합금의 구현이 어렵거나, 구현되는 경우에도 재현성이 저하되어 대량생산이 어려울 수 있다. 또한, 수학식 1의 값이 4.50을 초과 시 높은 포화자속밀도를 가지기 어려울 수 있고, 자기손실이 증가하거나 10kHz 이상의 주파수 대역에서 높은 투자율을 발현하기 어려울 수 있다. 또한, 열처리 공정설계가 어려울 수 있고, 이를 통해 열처리 후 균일한 품질의 Fe계 연자성 합금을 구현하기 어려울 수 있다. 또한, 광폭의 리본시트 구현이 어려울 수 있다. 또한, 수학식 1의 바람직한 값을 만족하는 경우에도 b값이 11.0at% 미만일 경우 비정질인 초기합금 구현이 용이하지 않을 수 있다.
또한, 실험식 내 원소 B는 연자성 합금 내 9.0 ~ 16.0at%, 보다 바람직하게는 11.0 ~ 16.0at%, 보다 더 바람직하게는 12.0 ~ 15.0at%로 구비될 수 있다. 만일 원소 B의 함량이 9.0 미만일 경우 후술하는 Si의 함량을 증가시켜도 비정질의 초기합금을 구현하기 용이하지 않을 수 있고, 초기합금 내 결정은 자기적 특성변화를 위한 열처리 시 생성되는 결정들의 균일한 성장을 어렵게 하며, 조대화된 입경을 가진 결정들이 포함될 수 있고, 이로 인해 자기손실이 증가할 수 있다. 또한, 만일 B의 함량이 16.0at%를 초과 시 상대적으로 합금 내 구비되는 다른 원소의 함량이 감소하게 되어 열처리 후 균일한 입경을 갖도록 결정립을 성장시키기 어렵거나 목적하는 수준의 자기적 특성 발현이 어려울 수 있다.
다음으로 상기 실험식에서 원소 Si는 연자성 합금 내 2.0 ~ 6.5at%, 보다 바람직하게는 2.0 ~ 6.0at%, 보다 더 바람직하게는 2.5 ~ 6.0at%, 더 바람직하게는 3.0 ~ 5.0 at%로 포함될 수 있다. 만일 원소 Si가 2.0at% 미만의 함량으로 구비될 경우 자기적 특성 개선이 미미할 수 있는 등 발명의 목적 달성이 용이하지 않을 수 있다. 또한, 만일 원소 Si가 6.5at%를 초과해 구비될 경우 초기 합금을 비정질상으로 제조하기 어렵거나, 비정질 초기합금의 재현성이 저하될 수 있고, 상대적으로 합금 내 구비되는 다른 원소의 함량이 감소하게 되어 열처리 후 균일한 입경을 갖도록 결정립을 성장시키기 어렵거나 목적하는 수준의 자기적 특성 발현이 어려울 수 있다.
다음으로 상기 실험식에서 원소 Cu는 초기합금에서 결정을 생성시킬 수 있는 핵 생성 사이트로써의 역할을 담당하는 원소로써, 비정질상의 초기합금이 나노결정립 합금으로 용이하게 구현되도록 한다. 상기 Cu원소는 초기합금의 결정상이 비정질이면서도 열처리 후 생성된 결정이 나노결정립이 되도록 하며, 목적하는 물성의 현저한 발현을 위해 합금 내 0.5 내지 1.5at%로 포함되고, 바람직하게는 0.7 ~ 1.1at%로 포함될 수 있다. 만일 상기 원소 Cu가 합금 내 0.5at% 미만으로 포함되는 경우 제조되는 연자성 합금의 비저항이 크게 감소하여 와전류로 인한 자기손실이 커질 수 있고, 열처리된 합금에 목적하는 수준으로 나노결정립이 생성되지 않고, 결정이 생성된 경우 생성된 결정의 입경제어가 용이하지 않을 수 있다. 또한, 만일 원소 Cu가 합금 내 1.5at%를 초과하여 포함될 경우 결정질의 초기합금 형성이 증가하며, 초기합금에서 이미 생성된 결정은 열처리 시 생성되는 결정의 입도를 불균일하게 만들고, 목적하는 수준 이상의 크기로 성장된 결정이 합금에 포함될 수 있으며, 이로 인해 자기손실이 증가하는 등 목적하는 수준의 자기적 특성을 발현하지 못할 수 있다. 또한, 상대적으로 합금 내 구비되는 다른 원소의 함량이 감소하게 되어 열처리 후 균일한 입경을 갖도록 결정립을 성장시키기 어렵거나 목적하는 수준의 자기적 특성 발현이 어려울 수 있다.
다음으로 상기 실험식에서 원소 M은 초기합금에서의 비정질 상의 구현을 용이하게 하고, 비정질 초기합금 재현성을 증가시키며, 열처리 후 합금에서의 결정립 입경의 균일성을 향상시키는 동시에 자왜 및 자기이방성을 감소시켜 연자기 특성을 개선시키고, 온도 변화에 대한 자기 특성 개선에 기여할 수 있는 원소로써, Nb 및 Mo 중 1종 이상을 포함할 수 있으며, 바람직하게는 Nb 및 Mo를 모두 포함할 수 있다. 상기 원소 M은 연자성 합금 내 2.0 ~ 5.0at%, 보다 바람직하게는 2.5 ~ 4.0at%로 포함되며, 만일 원소 M이 2.0at% 미만으로 포함될 경우 열처리 시 나노결정립 입경의 감소나 균일성 개선이 미미하여 코어로스, 투자율 등의 자기적 특성 개선이 어려울 수 있다. 또한 만일 원소 M이 5.0at%를 초과할 경우 나노결정립 입경의 제어는 다소 유리할 수 있으나 포화자속밀도가 감소하거나, 초기 합금에서 비정질의 구현이 용이하지 않을 수 있다. 또한, 원소 M이 Nb 및 Mo를 모두 포함하는 경우 연자성 합금 내 Nb가 Mo보다 더 큰 함량으로 포함될 수 있으며, 이를 통해서 본 발명이 목적하는 효과를 달성하기에 보다 유리할 수 있다. 한편, Nb는 1.5 ~ 3.0 at%, Mo은 0.5 ~ 2.0 at%, 보다 바람직하게는 1.0 ~ 1.5at% 함량으로 포함될 수 있으며, 이를 통해 재료원가를 상승시키지 않으면서 목적하는 효과 달성에 유리할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 연자성 합금은 원소 C를 포함하지 않으며, 이로 인하여 비정질 초기합금의 구현 재현성이 저하될 수 있으나 이를 X 원소로써 구비될 수 있는 Co를 비롯한 나머지 합금원소들의 조합 및 함량 조절을 통해서 극복하며, 원소 C를 불포함함에 따라서 자기적 특성을 보다 유리하게 개선시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 연자성 합금은 원소 P를 합금을 구성하는 원소로서 포함하지 않는데, P 원소 역시 초기합금의 비정질화 및 초기합금의 열처리를 통한 결정입경 제어를 곤란하게 하며, 고주파수 영역에서 낮은 투자율 특성을 보임에 따라서 높은 투자율의 달성이 어려운 문제가 있다.
상술한 Fe계 연자성 합금은 실험식의 원소 이외에 통상적인 연자성 합금에 포함될 수 있는 불가피한 불순물을 더 포함할 수 있다. 상기 불순물은 C, N, S, O 등의 통상적으로 연자성 합금 내 함유되는 것으로 알려진 원소일 수 있다. 상기 불순물의 함량은 목적하는 자기적 특성의 달성 및 제조공정에 영향을 미치지 않는 범위 내에서 허용할 수 있으며, 일 예로 합금 내 1중량% 미만, 보다 바람직하게는 0.5중량% 미만일 수 있다.
또한, 상기 연자성 합금은 초기 합금의 경우 조직이 비정질일 수 있고, 열 처리 후 비정질 모상 중에 평균입경이 40㎚ 이하, 보다 바람직하게는 30㎚ 이하, 보다 더 바람직하게는 10 ~ 25㎚인 결정립을 포함할 수 있다. 또한, 생성된 결정립은 평균입경의 2.5배를 초과하는 조대결정립을 측정 영역 내 결정립 개수 중 10% 이하, 보다 바람직하게는 5% 이하, 보다 더 바람직하게는 포함하지 않을 수 있다.
또한, 결정립은 비정질 모상 중 40체적% 이상, 다른 일예로 95체적% 이하로 포함될 수 있다. 또한, 생성된 결정은 균일한 입경을 갖도록 구현되어 나노미세구조가 우수하고 이에 우수한 자기적 특성을 가질 수 있다.
일 예로 구현된 Fe계 연자성 합금은 포화자속밀도가 1.4 T이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상, 더욱 바람직하게는 1.6 T 이상일 수 있고, 제조된 Fe계 연자성 합금 리본시트의 양면 표면거칠기(Ra) 각각이 0.72㎛ 이하이면서 양면 표면거칠기 차이가 0.065㎛ 이하일 수 있으며, 이를 통해서 비정질의 초기합금이 구현되기에 유리할 수 있고, 리본시트를 다층으로 적층시켜서 제조되는 자성물품의 자기손실이 최소화되는 등 자기적 특성이 우수하다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 Fe계 합금은 0.1T에서 측정된 코어로스(Pcv)가 50kHz에서 170mW/㎝3 이하, 보다 바람직하게는 130mW/㎝3 이하, 보다 더 바람직하게는 100mW/㎝3 이하, 더 바람직하게는 70mW/㎝3 이하일 수 있고, 100kHz에서 300mW/㎝3 이하, 보다 바람직하게는 200 mW/㎝3 이하일 수 있다. 또한, 폭 20㎜, 두께 18㎛로 구현된 리본시트 4장을 적층 후 외경이 25㎝, 내경이 20㎝인 보빈에 삽입 및 트로이달 형태로 권취 후 측정된 투자율이 100kHz에서 5000 이상, 보다 바람직하게는 6000 이상, 보다 더 바람직하게는 6500 이상일 수 있으며, 일정 수준 이상의 높은 포화자속밀도를 가지는 동시에 높은 투자율로 인해서 전자파 또는 자기장에 대한 차폐부재로 유용할 수 있다.
상술한 본 발명에 따른 조성을 갖는 Fe계 연자성 합금은 초기합금에서 결정상이 실질적으로 비정질 상일 수 있고, 이를 통해 열처리된 이후 조대결정립의 생성이 방지되면서 생성되는 결정립의 입경을 균일하게 형성시키기에 유리하다. 여기서 실질적으로 비정질 상이라는 것은 완전히 비정질 상인 결정상만을 의미하지 않으며, 완전히 비정질 상이거나 현재의 기술수준으로 측정되기 어려운 1㎚ 미만의 입경을 갖는 초미세결정이 일부 포함될 수 있음을 의미한다.
또한, 본 발명에 따른 조성을 갖는 Fe계 연자성 합금은 균일하고 작은 결정립을 용이하게 구현하고, 조대결정립을 최소화 또는 포함하지 않음에 따라서 와전류에 따른 자기 손실을 감소시키기 위해서 합금 리본시트를 포함해 구현된 차폐부재를 플레이크 처리해 차폐부재 내 리본시트가 파편화된 상태로 구현하는 경우 과도하게 미세파편화되는 것이 방지되며, 이를 통해서 투자율 등 자기적 특성이 오히려 저하되는 것을 방지하기에 유리하다.
상술한 본 발명에 따른 조성을 갖는 연자성 합금은 후술하는 제조방법으로 제조될 수 있으나 이에 제한되는 것은 아니다.
본 발명의 일실시예에 포함되는 연자성 합금은 상술한 연자성 합금의 실험식을 만족하도록 각각의 원소를 포함하는 모재들이 칭량되어 혼합된 합금형성 조성물 또는 모합금을 용융 후 급냉응고시켜 제조할 수 있다. 상기 급냉응고 시 사용되는 구체적인 방법에 따라 제조되는 초기합금의 형상이 달라질 수 있다. 상기 급냉응고에 사용되는 방법은 통상적인 공지된 방법을 채용할 수 있어서 본 발명은 이에 대해 특별히 한정하지 않는다. 다만, 이에 대한 비제한 적인 예로써, 상기 급냉응고는 공지된 아토마이징 방법을 통해서 수행할 수 있고, 구체적으로 용융된 Fe계 모합금 또는 Fe계 합금형성 조성물이 분사되는 고압가스(Ex. Ar, N2, He 등) 및/또는 고압수를 통해 분말상으로 제조되는 가스분사법, 용융금속을 빠르게 회전하는 원판을 이용하여 분말상을 제조하는 원심분리법, 빠른속도로 회전하는 롤에 의해 리본이 제조되는 멜트스피닝법 등이 있다. 이러한 방법들을 통해 형성되는 연자성 초기합금의 형상의 형상은 분말, 리본, 또는 상기 리본이 소정의 내경과 소정의 외경을 갖도록 다수회 권선되어 형성된 자성코어 형태일 수 있다.
한편, 상기 초기합금의 형상은 벌크 형태일 수도 있다. 초기합금의 형상이 벌크일 경우 상술한 방법들에 의해 형성된 비정질 합금의 분말이 통상적으로 알려진 방법, 예를 들어 합체법 및 응고법 등을 통해 벌크 비정질 합금으로 제조될 수 있다. 상기 합체법에 대한 비제한적인 예로써, 충격합체(shock consolidation), 폭발성형(explosive forming), 분말소결(sintering), 열간압출 및 압연(hot extrusion and hot rolling) 등의 방법이 사용될 수 있다. 이들 중 충격합체법에 대해 설명하면, 충격합체법은 분말합금 중합체에 충격파를 가함으로써 파동이 입자 경계를 따라 전달되고 입자 계면에서 에너지 흡수가 일어나며, 이때 흡수된 에너지가 입자 표면에 미세한 용융층을 형성함으로써 벌크 비정질합금을 생산할 수 있다. 이때 생성된 용융층은 입자내부로의 열전달을 통해 비정질상태를 유지할 수 있도록 충분히 빠르게 냉각되어야 한다. 이 방법을 통해 비정질합금 본래 밀도의 99%까지의 충진밀도를 갖는 벌크 비정질합금을 제조할 수 있으며, 충분한 기계적 특성을 얻을 수 있는 이점이 있다. 또한, 상기 열간 압출 및 압연법은 고온에서 비정질합금의 유동성을 이용한 것으로써 비정질합금 분말을 Tg 근처의 온도까지 가열하고 압연하고, 압연성형 후 급냉시킴으로써 충분한 밀도와 강도를 갖는 벌크 비정질 합금을 제조할 수 있다. 한편, 상기 응고법에는 구리합금 몰드주조법(copper mold casting), 고압 다이캐스팅(high pressure die casting), 아크용해(arc melting), 일방향 용해(unidirectional melting), 스퀴즈 캐스팅(squeez casting), 스트립 캐스팅 등이 있을 수 있으며, 각각의 방법들은 공지된 방법 및 조건을 채용할 수 있음에 따라서 본 발명은 이에 대해 특별히 한정하지 않는다.
또한, 비정질 상으로 구현한 초기합금 상태의 연자성 합금에 대해서 열처리 하는 단계를 더 수행할 수 있다. 상기 열처리는 Fe계 초기합금의 원자배열을 비정질에서 결정질로 변태시키는 단계로써, 상기 열처리를 통해 나노결정립을 생성시킬 수 있다. 다만, 열처리되는 온도, 승온속도 및/또는 처리시간 등에 따라서 생성되는 결정의 크기, 형상 등이 달라질 수 있음에 따라서 열처리 조건의 조절이 결정입경 및 형상 제어에 있어서 매우 중요하다.
구체적으로 상기 열처리는 일 예로 530℃ 내지 620℃ 열처리온도로 10분 ~ 60분간 수행될 수 있는데, 열처리 시간, 온도, 승온속도 등은 연자성 합금의 조성에 따라서 적절히 조절될 수 있다. 상기 열처리 온도가 530℃ 미만일 경우 나노결정립이 생성되지 않거나 적게 생성될 수 있으며, 이 경우 목적하는 자기적 특성이 발현되지 않은 연자성 합금이 제조될 수 있다. 또한, 만일 상기 열처리 온도가 620℃를 초과할 경우 합금 내 생성되는 결정의 입경이 조대화될 수 있으며, 생성되는 결정의 입경분포가 매우 넓어져 입경의 균일성이 저하되고, 목적하는 결정립이 아닌 X와 다른 금속간 화합물의 결정이 과도하게 생성될 수 있다. 또한, 높은 열처리 온도로 인해 상대적으로 열처리 시간이 매우 짧아질 수 있어서 생성되는 결정립의 제어가 더욱 곤란할 수 있다. 나아가 구현되는 연자성 합금이 포화자속밀도가 저하하고 보자력, 코어로스 등의 자기손실이 증가하는 등 목적하는 자기적 특성을 갖지 못할 수 있다.
또한, 본 발명의 일실시예에 따르면, 상기 열처리온도까지의 승온속도 역시 생성되는 나노결정립의 입경제어에 영향을 미칠 수 있으며, 일예로 상온에서 열처리온도까지의 승온속도는 최대 100℃/min 인 것이 목적하는 자기적 특성을 갖는 연자성 합금을 제조하기에 유리할 수 있다. 상술한 방법을 통해 초기합금이 열처리되어 제조된 연자성 합금은 조직이 비정질이거나, 비정질 모상 중에 평균입경이 40㎚ 이하, 바람직하게는 30㎚이하, 보다 바람직하게는 25㎚ 이하인 결정립을 포함할 수 있다. 만일 결정립의 평균입경이 40㎚를 초과하는 경우 보자력이 증가하는 등 목적하는 자기적 특성을 모두 만족시킬 수 없을 수 있다.
또한, 상술한 방법으로 구현된 Fe계 연자성 합금은 리본시트일 수 있다. 상기 리본시트는 폭이 10㎜이상, 보다 바람직하게는 20㎜ 이상일 수 있고, 일 예로 10 ~ 100㎜, 다른 일 예로 10 ~ 80㎜일 수 있으나 이에 제한되는 것은 아니다. 광폭으로 구현되되 균일한 조직 및 자기적 특성의 재현성이 높도록 구현되는 본 발명의 일 실시예에 따른 Fe계 연자성 합금 리본시트는 대면적의 차폐부재 구현에 유용하다.
이에 따라 본 발명은 본 발명의 일 실시예에 따른 리본시트인 Fe계 연자성 합금을 포함하는 차폐부재를 포함한다. 또한, 와전류 등의 자기손실을 최소화하기 위하여 차폐부재 내 리본시트는 플레이크 처리되어 파편화된 상태일 수 있다. 한편, 파편화된 상태는 차폐부재로 구현 후 플레이크 처리를 통해 구현된 것으로서 리본시트의 외관을 유지하면서 리본시트가 다수의 조각으로 쪼개진 형태이며, 연자성 합금 분말로 시트를 구현해 차폐부재에 구비되는 것과는 형상 및 물성적으로 상이함을 밝혀둔다.
하기의 실시예를 통하여 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기로 하지만, 하기 실시예가 본 발명의 범위를 제한하는 것은 아니며, 이는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것으로 해석되어야 할 것이다.
<실시예 1>
실험식 Fe74.5Co4.5B13.0Si4.0Cu1.0Nb2.0Mo1.0로 표시되는 Fe계 모합금이 제조되도록 Fe, Co, B, Si, Nb, Cu 및 Mo의 원료를 칭량 후 아크 용해법을 이용하여 Fe계 모합금을 제조하였다. 이후 제조된 Fe계 모합금을 용융시킨 뒤 Ar 분위기에서 60m/s의 속도로 멜트스피닝을 통해 106 K/sec의 속도로 급속냉각 시켜서 두께가 약 18㎛이며, 폭이 각각 20㎜인 리본 형상의 Fe계 연자성 초기합금을 제조하였다.
이후 제조된 리본 형상의 Fe계 연자성 초기합금을 외경 20mm 내경 10mm 이 되도록 권취하여 자성코어 형상의 초기합금, 또는 리본 형상의 Fe계 연자성 초기합금을 4개 적층시킨 뒤 상온에서 80℃/min의 승온속도로 열처리하여 540℃에서 20분간 유지시켜 하기 표 1과 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<실시예 2>
실시예 1과 동일하게 실시하여 제조하되, Fe74.5Co4.0B13.0Si4.5Cu1.0Nb2.0Mo1.0로 표시되는 Fe계 모합금이 제조되도록 변경하여 하기 표 1과 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<실험예 1>
실시예1 및 실시예2에 따른 Fe계 연자성 합금에 대해 하기의 물성을 측정하여 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.
1. 결정구조 분석
제조된 초기합금 및 열처리된 후 합금에 대한 결정상과 생성된 결정의 평균입경을 확인하기 위하여 XRD 패턴 및 TEM을 분석하였고, 열처리 후 실시예 1에 대한 TEM 이미지(×50,000)를 도 1에 나타내었고, 열처리 후 실시예 2에 대한 TEM 이미지(×50,000)를 도 2에 나타내었다.
또한, 결정의 체적분율(체적%)은 열처리 후 실시예 1 및 실시예 2의 XRD 패턴에서 하기의 관계식 1로 계산하였다.
[관계식1]
체적% = [결정질 영역 면적/(결정질 영역 면적+비정질 영역 면적)]×100
또한, 평균입경은 TEM 이미지에서 입자의 직경을 TEM-스케일 바를 이용해 측정해 평균값을 계산했다. 또한, 평균입경의 2.0배를 초과하는 조대입자의 비율을 계산했다.
2. 자기적 물성 평가
자성코어인 시료 1에 대한 보자력 및 포화자화값(Bs), 또는 최대 자속밀도(Bm)를 산출하기 위해 진동 시료형 자력계(VSM)를 이용했고, 800A/m, 1㎑에서 평가하였다. 또한, Pcv는 BH tracer인 측정장치(Iwatsu사, SY-8219)를 이용해서 0.1T, 50㎑, 100㎑에서 각각 평가했다. 또한, 투자율은 토로이달(toroidal) 형태의 자성코어를 동일한 크기의 플라스틱 보빈에 삽입 후 절연재가 피복된 동선으로 20회 권선 후 LCR meter로 측정하였고, 이때 측정 조건은 주파수 100kHz, 1V로 진행했다.
이 중, 실시예1 및 2의 Fe계 연자성 합금에서 VSM 그래프를 각각 도 3 및 도 4에 나타내었다.
또한, 리본시트 유래의 시료2에 대해서 주파수 100㎑에서 투자율의 실수부를 도 5에 도시된 것과 같은 전용 픽스쳐(KEYSIGHT 42942A, 16454A)를 이용하여 측정하였다.
이때, 투자율은 시료2를 외경이 25㎝, 내경이 20㎝인 보빈에 삽입 및 트로이달 형태로 권취 후 측정하였다.
실시예1 실시예2
조성
(at%)		 X Fe 74.5 74.5
Co 4.5 4.0
B 13.0 13.0
Si 4.0 4.5
Cu 1.0 1.0
Nb 2.0 2.0
Mo 1.0 1.0
총합 100 100
X 79.0 78.5
B+Si 17.0 17.5
수학식1 3.66 3.90
초기합금 폭(㎜) 20 20
조직 비정질 비정질
Fe계 연자성 합금 열처리 온도(℃)/
처리시간(분)		 540℃, 20min 540℃, 20min
결정립 평균입경(㎚)/
결정체적분율(%)/조대입자비율(%)		 20.8/
60/
0		 19.9/
65/
0
Bm (T) 1.52 1.51
Bs(T) 1.61 1.59
Hc (A/m) 39.70 27.72
Pcv(mW/cm3) 50kHz 45.72 38.49
100kHz 134.10 123.10
투자율 100kHz 6664.10 6857.40
표 1을 통해 확인할 수 있듯이,
실시예 1 및 실시에 2에 따른 Fe계 연자성 합금은 1.6 T 이상의 포화자속밀도를 구현하면서도 보자력이 50A/m 이하이고, 코어로스 또한, 50kHz에서 50mW/cm3 이하, 100kHz에서 200 mW/cm3 이하임에 따라서 자기손실이 적은 연자성 합금이 구현된 것을 알 수 있다. 또한, 100kHz에서의 투자율이 6500 이상으로 매우 높음에 따라서 차폐부재로써 유용함을 예상할 수 있다.
<실시예 3 ~ 9>
실시예1과 동일하게 실시하여 제조하되, 하기 표 2와 같이 조성 및 열처리 조건을 변경해 하기 표 2와 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<비교예 1>
실시예1과 동일하게 실시하여 제조하되, 하기 표 2와 같이 조성 및 열처리 조건을 변경해 하기 표 2와 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<실험예2>
실시예 3 ~ 9 및 비교예1에 따른 Fe계 연자성 합금에 대하여 실험예 1에 따른 자기적 물성을 평가해 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
실시예3 실시예4 실시예5 실시예6 실시예7 비교예1 실시예8 실시예9
조성
(at%)		 X Fe 74.5 75.5 74.5 75.0 74.5 73.5 74.3 74.3
Co 5.0 4.0 4.0 4.0 4.3 0.0 3 3
Ni 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 2 2
B 12.0 12.0 12.0 12.0 13.0 9.0 13 13
Si 4.5 4.5 5.5 5.0 4.3 13.5 5 5
Cu 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 0.7 0.7
Nb 2.0 2.0 2.0 2.0 2.0 3.0 2 0
Mo 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 0.0 0 2
총합 100 100 100 100 100 100 100 100
X 79.5 79.5 78.5 79.0 78.8 73.5 79.3 79.3
B+Si 16.5 16.5 17.5 17.0 17.3 22.5 18.0 18.0
수학식1 3.42 3.42 3.90 3.66 3.78 6.89 4.09 4.09
초기합금 폭(㎜) 20 20 20 20 20 20 20 20
Fe계 연자성 합금 열처리 온도(℃)/
처리시간(분)		 580/
20		 580/ 20 560/ 20 560/ 20 550 /20 540 / 30 540/
20		 540/
20
Bm (T) 1.50 1.47 1.44 1.45 1.46 1.14 1.46 1.55
Bs(T) 1.66 1.63 1.61 1.61 1.61 1.23 1.58 1.61
Hc (A/m) 28.95 44.04 20.77 26.95 27.41 3.42 41.33 60.11
Pcv
(mW/cm3)		 50kHz 49.21 68.75 38.79 42.30 47.32 18.93 155.98 124.18
100kHz 174.88 185.73 128.06 118.25 135.40 70.07 381.82 294.74
투자율 100kHz 6,457 6,568 6,822 6,780 6,435 20,594 5,984 5,723
표 1 및 표 2를 통해 확인할 수 있듯이,
비교예 1의 경우 B+Si의 함량이 19a%를 초과해 과다하고, 이로 인해 Fe의 함량이 상대적으로 감소함에 따라서 포화자속밀도가 크게 낮게 구현된 것을 알 수 있다.
또한, X원소로써 Ni이 1at%를 초과해 함유된 실시예 8 및 실시예 9의 경우 코어로스가 실시예 1 ~ 실시예 7에 대비해 저하된 것을 알 수 있다.
<실시예 10 ~ 20>
실시예1과 동일하게 실시하여 제조하되, 하기 표 3 또는 표 4와 같이 조성, 폭 및 열처리 조건을 변경해 하기 표 3 또는 표 4와 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<비교예 2 ~ 3>
실시예1과 동일하게 실시하여 제조하되, 하기 표 3 또는 표 4와 같이 조성, 폭 및 열처리 조건을 변경해 하기 표 3 또는 표 4와 같은 Fe계 연자성 합금을 제조하였다.
<실험예 3>
실시예 10 내지 실시예 20, 비교예 2 ~ 3에 따른 Fe계 연자성 합금에 대해서 하기의 물성을 평가해 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
1. 비정질 초기합금 재현성
각 실시예 및 비교예 별로 100개의 초기합금 시편을 제조한 뒤 제조된 초기합금 시편에 대해서 실험예 1과 동일하게 결정구조 분석을 실시했고, 50개 중 비정질 조직을 갖는 시편의 개수를 백분율로 나타내었다.
2. 자기적 물성평가
각 실시예 및 비교예에 따라 열처리 해 제조된 폭 20mm인 Fe계 연자성 합금에 대해 실험예 1과 동일하게 자기적 특성을 평가했다.
비교예2 실시예10 실시예11 실시예12 실시예13 실시예14 실시예15
조성
(at%)		 X Fe 78.0 76.5 76.0 75.5 78.5 74.5 73.0
Co 5.0 4.5 4.5 4.5 1.0 5.0 6.5
B 11.0 12.0 10.5 12.0 12.0 12.0 12.0
Si 2.5 3.0 5.0 4.0 4.5 4.5 4.5
Cu 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0
Nb 1.5 2.0 2.0 2.0 2.0 2.0 2.0
Mo 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0
총합 100 100 100 100 100 100 100
X 83.0 81.0 80.5 80.0 79.5 79.5 79.5
B+Si 13.5 15.0 15.5 16.0 16.5 16.5 16.5
수학식1 2.20 2.76 2.98 3.20 3.42 3.42 3.42
초기합금 폭 별 비정질 재현성(%)
 폭 20㎜ 60 100 80 100 80 100 100
폭 30㎜ 30 90 40 100 50 100 100
Fe계 연자성 합금
 열처리 온도(℃)/
처리시간(분)		 600 / 20 590 / 20 590 / 20 590 / 20 620 / 20 580/
20		 580 / 20
Bs(T) 1.83 1.77 1.73 1.67 1.72 1.66　 1.54
Hc (A/m) 53.61 42.70 37.26 32.05 44.12 28.95 44.73
Pcv
(mW/cm3)		 50kHz 184.61 136.19 106.19 53.86 56.12 49.21 63.43
100kHz 375.61 305.57 254.10 187.75 192.96 174.88 265.61
투자율 100kHz 4,000 4,900 5,250 5,780 3,500 6,457 7,340
실시예16 실시예17 실시예19 실시예20 비교예3
조성
(at%)		 X Fe 76.5 75.0 73.5 74.5 71.0
Co 3.0 4.5 4.5 5.0 4.5
B 12.0 15.5 13.0 12.0 15.0
Si 4.5 1.0 5.0 4.5 5.0
Cu 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0
Nb 2.0 2.0 2.0 1.0 2.5
Mo 1.0 1.0 1.0 2.0 1.0
총합 100 100 100 100 100
X 79.5 79.5 78.0 79.5 75.5
B+Si 16.5 16.5 18.0 16.5 20.0
수학식1 3.42 3.42 4.15 3.42 5.30
초기합금 폭 별 비정질 재현성(%)
 20㎜폭 100 100 100 100 100
30㎜폭 90 100 100 100 100
Fe계 연자성 합금
 열처리 온도(℃)/
처리시간(분)		 600 / 20 580 /20 580 / 20 580 / 20 520 / 20
Bs(T) 1.74 1.67 1.60 1.66 1.34
Hc (A/m) 25.84 34.74 23.83 49.90 11.19
Pcv
(mW/cm3)		 50kHz 43.50 99.05 42.34 83.91 29.6
100kHz 162.78 347.37 157.29 322.47 115.4
투자율 100kHz 5,111 5,830 7,120 4,300 11,800
표 3 및 표 4를 통해 확인할 수 있듯이,
Fe계 연자성 합금 내 B 및 Si의 함량 합이 과소한 비교예2는 실시예10에 대비해 재현성이 크게 저하되었고, 특히 리본 폭이 30㎜로 증가하는 경우 더욱 저하된 것을 알 수 있다. 또한, B 및 Si의 함량 합이 과대한 비교예 3의 경우 비정질 초기합금 재현성은 좋으나 포화자속밀도가 실시예에 대비하여 크게 낮아진 것을 알 수 있다.
한편, 실시예 11의 경우 B 및 Si의 함량 합이 적정한 수준이고, 본 발명에 따른 수학식 1의 바람직한 범위를 만족하나, B 함량이 11at% 미만으로 적게 함유됨에 따라서 리본 폭이 30㎜로 증가하는 경우 비정질 초기합금 구현 재현성이 저하된 것을 알 수 있다.
이상에서 본 발명의 일 실시예에 대하여 설명하였으나, 본 발명의 사상은 본 명세서에 제시되는 실시 예에 제한되지 아니하며, 본 발명의 사상을 이해하는 당업자는 동일한 사상의 범위 내에서, 구성요소의 부가, 변경, 삭제, 추가 등에 의해서 다른 실시예를 용이하게 제안할 수 있을 것이나, 이 또한 본 발명의 사상범위 내에 든다고 할 것이다.

Claims (13)

  1. 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며,
    상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X를 포함하는 Fe계 연자성 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 실험식에서 a는 75.0 ~ 81.5 at%이며, Co는 2.0 ~ 5.0at%, Ni은 0 ~ 1at% 함량으로 포함되는 Fe계 연자성 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 실험식에서 b는 11.0 ~ 16.0at%이고, c는 2.0 ~ 6.5at%인 Fe계 연자성 합금.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 실험식에서 b는 11.0 ~ 16.0at%이며, a, b 및 c는 하기 수학식 1에 따른 값이 2.75 ~ 4.50인 Fe계 연자성 합금:
    [수학식 1]
    Figure pat00003
  5. 제4항에 있어서,
    상기 수학식 1의 값이 3.20 ~ 4.50인 Fe계 연자성 합금.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 실험식에서 c는 2.0 ~ 5.0at%인 Fe계 연자성 합금.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 실험식에서 M은 Nb 및 Mo를 포함하는 Fe계 연자성 합금.
  8. 제7항에 있어서,
    Nb가 Mo 보다 큰 함량으로 함유되는 Fe계 연자성 합금.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 실험식에서 e는 2.5 ~ 4.0at%인 Fe계 연자성 합금.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 연자성 합금은 조직이 비정질이거나 또는 비정질 모상 중에 평균입경이 30㎚ 이하인 결정립을 포함하는 Fe계 연자성 합금.
  11. 실험식 XaBbSicCudMe로 표시되며, 상기 실험식에서 X는 Ni 및 Co 중 1종 이상의 원소와 Fe를 포함하고, M은 Nb 및 Mo 중 1종 이상의 원소를 포함하며, a, b, c, d 및 e는 해당 원소의 at%(atomic percent)로서 15.0≤b+c≤19.0, 0.5≤d≤1.5, 2.0≤e≤5.0이고 잔량으로 X를 포함하는 연자성 합금을 제조하는 단계;를 포함하는 Fe계 연자성 합금 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 연자성 합금을 530 ~ 620℃ 온도로 10분 ~ 60분간 열처리 하는 단계를 더 포함하는 Fe계 연자성 합금 제조방법.
  13. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 따른 Fe계 연자성 합금;을 포함하는 차폐부재.
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