JP6863993B2 - Ｆｅ系軟磁性合金、その製造方法およびそれを用いた磁性部品 - Google Patents

Description

本発明は、Ｆｅ系軟磁性合金に関し、より詳細には、高い飽和磁束密度を有し、磁気損失が少ないＦｅ系軟磁性合金、その製造方法およびそれを用いた磁性部品に関する。

軟磁性材料は、各種トランス、チョークコイル、各種センサー、可飽和リアクトル、磁気スイッチなどの磁心用材料であって、配電用トランス、レーザー電源や加速器など電力の供給や電力の変換などのための多様な電気、電子機器に広く使用されている。このような電気、電子機器に対する市場の要求は、小型軽量化、高性能／高効率化および低い製品コストにある。このような市場の要求を満足させるために、磁心用軟磁性材料は、高い飽和磁束密度および低い磁気損失を有しなければならない。具体的に、磁心の出力は、式：電圧（Ｅ）＝磁束密度（Ｂ_ｍ）×４．４４周波数（ｆ）×巻線数（Ｎ）×磁心の断面積（Ｓ）で計算され得、前記電圧（Ｅ）を高めるためには、それぞれの因子が高くなければならない。前記因子のうち磁心の磁性材料に依存するものは、磁束密度（Ｂ_ｍ）および周波数（ｆ）であるが、前記磁束密度を高めるためには、磁性材料の飽和磁束密度が高く、同時に低い磁気損失を有する材料が要求される。前記磁気損失は、ヒステリシス損失、渦電流損失および異常損失の総和で計算されるが、前記渦電流損失および異常損失の場合、磁心磁性材料の磁球サイズ、比抵抗、磁心の厚さに依存し、磁球サイズが低く、比抵抗が高く、薄い厚さの磁心であるほど、磁気損失では有利であり得る。また、前記周波数を高めるためには、磁性材料の高周波損失が少なくなければならないが、周波数（ｆ）を高めることは、回路的接近が要求されることに伴って、材料的接近には限界がある。

一方、現在の商用化した磁性材料であって、高い飽和磁束密度を有すると同時に、低い損失を有する素材として知られているＦｅを含む非晶質合金は、結晶粒が存在しないので、結晶磁気異方性が存在せず、低保磁力でヒステリシス損失が小さく、優れた軟磁性を示すことに伴って、Ｆｅを含む非晶質合金は、エネルギー節約材料として注目されている。

前記Ｆｅを含む非晶質合金は、合金を形成する元素としてＦｅ以外に非晶質形成能を高めるＳｉ、Ｂ、Ｐのような元素や核生成サイトおよび／または拡散防壁の役割をするＣｕ、Ｎｂ、Ｚｒ元素などの半金属（ｍｅｔａｌｌｏｉｄ）を含ませて開発および製造されている。ただし、前記のような半金属の含量が増加する場合、合金の飽和磁束密度が低下する問題があり、半金属の含量が減少する場合、初期合金が非晶質で形成されないか、特性変化のための後処理工程（例えば、熱処理）で結晶サイズの制御が難しいため、保磁力、磁気損失が増加し得る。また、半金属元素を含むことで他の問題が発生することがあるが、具体的に非晶質形成能を向上させるものとして知られているＰを含むＦｅ系非晶質合金は、特性変化のための後工程で容易に揮発されることに伴って、Ｐの揮発を阻止しつつ、後工程を進めることが非常に困難であり、後工程で合金の生産性が顕著に低下し、大量生産にも非常に不利であり得る。

また、非晶質形成能があると知られているＢを含ませる場合、製造された合金の１次結晶化温度および２次結晶化温度の間の隙間が非常に狭くなって、後処理時にα−Ｆｅ以外にＦｅと他の元素間化合物（例えば、Ｆｅ−Ｂ）が生成されて、α−Ｆｅの均質な結晶を得にくい問題がある。また、Ｎｂなどの希少金属を含ませる場合、後工程における結晶粒度の制御に有利であるが、前記元素のコストが高価であるので、生産コストが顕著に増加する問題がある。

本発明は、前記のような点に鑑みてなされたものであって、その目的は、高い飽和磁束密度および優れた高周波特性を有するので、小型軽量化した部品への活用が可能であり、低い保磁力など磁気損失が少ないため、高性能／高効率の部品としての用途展開が非常に容易なＦｅ系軟磁性合金を提供することにある。

また、本発明の他の目的は、希土類元素などのコストが高い成分を含まないにもかかわらず、結晶相が制御されることに伴って、高い水準の磁気的特性を発現できるＦｅ系軟磁性合金を提供することにある。

さらに、本発明のさらに他の目的は、Ｆｅ系軟磁性合金の成分が製造過程で容易にコントロールされることにより、合金をより容易に且つ大量で生産可能であるにもかかわらず、発現する磁気的特性は、従来に比べて同等またはそれ以上で発現するＦｅ系軟磁性合金の製造方法を提供することにある。

さらに、本発明のさらに他の目的は、エネルギー供給および変換機能を良好に行うことができる本発明によるＦｅ系軟磁性合金を含む各種電気、電子機器の磁性部品を提供することにある。

前記目的を達成するために、本発明は、実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示されるＦｅ系軟磁性合金を提供する。ただし、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５である。

本発明の一実施例によれば、前記実験式でａは、８２〜８６ａｔ％であり、ｂとｃは、和が１３．５〜１７．５ａｔ％であり、下記の数式１による値が０．３８〜２８．５であり得る。また、より好ましくはは、下記数式１による値は、０．６５〜１６．１であり得る。

［数式１］

また、前記実験式でａおよびｄは、下記数式２による値が２．９２〜３．７０であり得る。

［数式２］

また、前記実験式でｃは、１．０〜４．０ａｔ％であり得る。

また、本発明の他の実施例によれば、前記実験式でａは、７８．５〜８２．０ａｔ％未満であり、ｂとｃは、和が１７．５ａｔ％超過〜２１ａｔ％であり、下記数式３の値が０．６７以上であり得、より好ましくは０．８５〜２００であり得る。

［数式３］

また、前記実験式でａおよびｄは、下記数式４の値が８．３〜１２．８であり得る。

［数式４］

また、前記Ｆｅ系軟磁性合金は、非晶質、結晶質、または非晶質領域および結晶質領域を全部含む異形の原子配列構造であり得る。

また、前記異形の原子配列構造のＦｅ系軟磁性合金は、非晶質領域および結晶質領域が５．５：４．５〜１：９の体積比を有し得る。

また、前記結晶質または異形の原子配列構造の結晶質は、ナノ結晶粒であり得る。

また、前記Ｆｅ系軟磁性合金は、ＦｅおよびＢのうちいずれか一つ以上の元素の一部をＳｉで置換しない合金であり得る。

また、前記Ｆｅ系軟磁性合金の形状は、粉末、リボン、平板、ドーナツ、円柱またはロッド（ｒｏｄ）型であり得る。

また、本発明は、実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示され、平均粒径が３０ｎｍ以下のナノ結晶粒を含むＦｅ系軟磁性合金を提供する。ただし、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５である。

本発明の一実施例によれば、前記ナノ結晶粒は、平均粒径が１６〜２５ｎｍであり得る。

また、本発明は、実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示され、α−Ｆｅ、およびＦｅとＢ、ＣおよびＣｕのうち少なくとも一つの元素間形成される金属化合物を含むＦｅ系軟磁性合金を提供する。ただし、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５である。

本発明の一実施例によれば、前記金属化合物は、Ｆｅ−Ｂ化合物およびＦｅ−Ｃ化合物を含むことができる。また、前記Ｆｅ−Ｃ化合物は、Ｆｅ_３Ｃ、Ｆｅ_９３Ｃ_７およびＦｅ_４Ｃ_０．６３のうちいずれか一つ以上の化合物を含むことができる。

前記Ｆｅ系軟磁性合金は、下記関係式１による結晶化した面積値が４５〜９０％であり得、より好ましくは５３〜８３％であり得る。

［関係式１］

この際、前記面積は、Ｆｅ系軟磁性合金に対する０〜９０°アングル（２θ）でＸ線回折（ＸＲＤ）分析時に測定された結晶質領域または非結晶質領域に対する積分値を意味する。

また、本発明は、実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示され、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５であるＦｅ系初期合金を製造する段階と；前記Ｆｅ系初期合金を熱処理する段階と；を含むＦｅ系軟磁性合金の製造方法を提供する。

本発明の一実施例によれば、前記熱処理は、２００〜４１０℃の熱処理温度で４０〜１００秒間行うことができ、より好ましくは２８０〜４１０℃の熱処理温度で熱処理され得る。

また、所定の前記熱処理温度まで９０℃／ｍｉｎ以下の昇温速度で熱処理され得、より好ましくは２８〜８２℃／ｍｉｎであり得る。

また、本発明は、本発明によるＦｅ系軟磁性合金；を含む電磁波遮蔽部材を提供する。

また、本発明は、本発明によるＦｅ系軟磁性合金；を含む磁心を提供する。

また、本発明は、本発明による磁心と；前記磁心の外部を囲むコイルと；を含むコイル部品を提供する。

以下、本発明において使用した用語について説明する。

本発明において使用した用語であって、「初期合金」は、製造された合金の特性変化などのために別途の処理、例えば熱処理などの工程を経ない状態の合金を意味する。

また、本発明において使用した用語であって、「高周波」は、数十ｋＨｚ〜数十ＭＨｚの周波数帯域を意味する。

本発明によれば、Ｆｅ系軟磁性合金は、高い飽和磁束密度、優れた高周波特性および低い保磁力を有することに伴って、高性能／高効率の小型／軽量化した部品としての用途展開が非常に容易である。また、本発明は、製造コストが非常に低く、合金に含まれる成分が合金の製造過程で容易にコントロールされることにより、合金の製造が容易で、大量生産が可能であることに伴って、大出力レーザー、高周波電源、高速パルス発生器、ＳＭＰＳ、高周波フィルター、低損失の高周波トランスフォーマー、高速スイッチ、無線電力伝送、電磁気波遮蔽などの電気、電子機器の磁性部品として広く応用され得る。

図１および図２は、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＸＲＤパターンである。 図１および図２は、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＸＲＤパターンである。 図３は、本発明の比較例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＸＲＤパターンである。 図４ａおよび図４ｂは、本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図４ａおよび図４ｂは、本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図５ａおよび図５ｂは、本発明の他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図５ａおよび図５ｂは、本発明の他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図６ａおよび図６ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図６ａおよび図６ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図７ａおよび図７ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図７ａおよび図７ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図８ａおよび図８ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図８ａおよび図８ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図９ａおよび図９ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図９ａおよび図９ｂは、本発明のさらに他の実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＸＲＤパターンである。 図１０ａ〜図１０ｅは、本発明の様々な実施例の製造過程のうちＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＶＳＭグラフである。 図１０ａ〜図１０ｅは、本発明の様々な実施例の製造過程のうちＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＶＳＭグラフである。 図１０ａ〜図１０ｅは、本発明の様々な実施例の製造過程のうちＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＶＳＭグラフである。 図１０ａ〜図１０ｅは、本発明の様々な実施例の製造過程のうちＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＶＳＭグラフである。 図１０ａ〜図１０ｅは、本発明の様々な実施例の製造過程のうちＦｅ系軟磁性合金の熱処理前の初期合金状態におけるＶＳＭグラフである。 図１１ａ〜図１１ｅは、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１１ａ〜図１１ｅは、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１１ａ〜図１１ｅは、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１１ａ〜図１１ｅは、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１１ａ〜図１１ｅは、本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１２は、熱処理時間を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金の熱処理後のＶＳＭグラフである。 図１３ａ〜図１３ｃは、熱処理時間を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１３ａ〜図１３ｃは、熱処理時間を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１３ａ〜図１３ｃは、熱処理時間を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１４ａ〜図１５ｃは、昇温速度を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１４ａ〜図１５ｃは、昇温速度を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１４ａ〜図１５ｃは、昇温速度を異にして製造された本発明の様々な実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＶＳＭグラフである。 図１５ａおよび図１５ｂは、本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＴＥＭ写真である。 図１５ａおよび図１５ｂは、本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金のＴＥＭ写真である。

以下、添付の図面を参照して本発明の実施例について本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳細に説明する。本発明は、様々な異なる形態で具現され得、ここで説明する実施例に限定されない。

本発明によるＦｅ系軟磁性合金は、実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示される合金であり、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５を満たす。

まず、前記Ｆｅは、磁性を発現させる合金の主元素であって、飽和磁束密度の向上のために、Ｆｅは、７８．５ａｔ％以上で合金内に含まれる。もし、Ｆｅが７８．５ａｔ％未満である場合、目的とする水準の飽和磁束密度を具現しないことがある。また、Ｆｅは、８６ａｔ％以下で合金内に含まれるが、もし、Ｆｅが合金内８６．０ａｔ％を超過して含まれる場合、初期合金製造のための液体急冷時に初期合金の結晶相を非晶質相で製造しにくいことがあり、初期合金に生成された結晶は、特性変化のための熱処理工程で均一な結晶性長を妨害し、生成された結晶のサイズが過度に大きくなることに伴って、保磁力が増加するなど磁気損失が増加し得る。

次に、前記実験式でＢとＣは、非晶質形成能を有する元素であって、これらの元素を用いて初期合金を非晶質相で形成させることができる。また、Ｃ元素は、Ｂ元素と組合わせられることにより、Ｂ元素のみを含む場合に比べて生成されるα−Ｆｅ結晶の粒度を目的とする水準で制御することに容易であり、初期合金の熱的安定性を向上させて、熱処理時に均質なα−Ｆｅ結晶を収得するのに有利であるという利点がある。もし、Ｂ元素とＣ元素の総和が合金内１３．５ａｔ％未満である場合、製造された初期合金が結晶質であり得、初期合金内結晶は、磁気的特性変化のための熱処理時に生成される結晶の均一な成長を難しくし、粗大化した粒径を有する結晶が含まれ得、そのため、磁気損失が増加し得る。また、合金内Ｃ元素およびＢ元素の総和が２１ａｔ％を超過して含まれる場合、熱処理後にナノ結晶粒の合金で製造するために、後述するＣｕ元素の含量をさらに増加させなければならないことに伴って、相対的に合金内Ｆｅ元素の含量がさらに低下し得、これに伴って、目的とする水準の飽和磁束密度を具現しないことがある。また、α−Ｆｅ結晶以外にＦｅがＢおよび／またはＣと化合物を形成することが容易になり、形成された化合物の量が多くなることに伴って、飽和磁束密度など磁性特性が減少し得る。

次に、前記実験式でＣｕは、合金においてα−Ｆｅ結晶を生成させることができる核生成サイトとしての役割を担当する元素であって、非晶質相の初期合金がナノ結晶粒合金で容易に具現されるようにする。前記Ｃｕ元素は、初期合金の結晶相が非晶質でありながらも、熱処理後に生成された結晶がナノ結晶粒になるようにし、目的とする物性の顕著な発現のために、合金内０．５〜１．５ａｔ％で含まれ、好ましくは合金内０．５〜１．１ａｔ％で含まれ得る。もし、前記Ｃｕ元素が合金内０．５ａｔ％未満で含まれる場合、製造される合金の比抵抗が大きく減少して渦電流による磁気損失が大きくなり得、熱処理された合金に目的とする水準でα−Ｆｅのナノ結晶粒が生成されず、結晶が生成された場合、生成された結晶の粒径の制御が容易でないことがある。また、もし、Ｃｕ元素が合金内１．５ａｔ％を超過して含まれる場合、製造された初期合金の結晶相が結晶質であり得、初期合金で既に生成された結晶は、熱処理時に生成される結晶の粒度を不均一し、目的とする水準以上のサイズで成長した結晶が合金に含まれ得、そのため、磁気損失が増加するなど目的とする水準の磁気的特性を発現しないことがある。また、前述したＦｅ、Ｂ、Ｃ元素の含量が相対的に減少することに伴って、当該元素による効果が減少し得る。

一方、本発明によるＦｅ系軟磁性合金の組成には、通常のＦｅ系軟磁性合金に含まれるＳｉ元素が含まれない。前記Ｓｉ元素は、Ｆｅ系合金の非晶質形成能を向上させると同時に、生成されるα−Ｆｅ結晶の粒径の均一化に助けになる。ただし、前記Ｓｉを合金内含ませる場合、Ｆｅ以外の半金属、例えばＢ、Ｃ、Ｃｕの含量を減少させたり、Ｆｅの含量を減少させなければならない問題があり、Ｆｅの含量の減少は、高飽和磁束密度のＦｅ系合金の具現を難しくする。これに伴って、本発明のＦｅ系合金は、Ｓｉ元素を含まない代わりに、Ｆｅ元素の含量を増加させて高飽和密度を具現するが、Ｓｉ元素が含まないので、合金内結晶の粒径の制御が非常に困難で、均一な粒径を有する合金の製造が非常に容易でない不利さも同時に内在している。このような不利さを解決するために、本発明は、合金内鉄の含量によってＢ元素とＣ元素を適宜調節して製造された初期合金の熱処理時にＦｅ−Ｃ系化合物が適正な水準で生成され得、これにより、Ｓｉ元素が含まないにもかかわらず、α−Ｆｅ結晶の粒径の制御を目的とする水準で達成できるようにする。

ただし、前記実験式で鉄の含量であるａが、８２ａｔ％を境界にｂとｃの含量の和とこれら間の関係が変わり得るが、ａが８２ａｔ％以上、すなわち、ａが８２〜８６ａｔ％であるとき、ｂとｃは、和が１３．５〜１７．５ａｔ％であり、下記の数式１による値が０．３８〜２８．５であり得る。また、前記実験式でａが８２ａｔ％未満、すなわちａが７８．５〜８２．０ａｔ％未満であるとき、ｂとｃは、和が１６．５ａｔ％超過〜２１ａｔ％であり、下記数式３の値が０．６７以上であり得る。

まず、前記実験式でａが８２〜８６ａｔ％であるときについて説明すれば、もし、ａが８２〜８６ａｔ％であるとき、ｂとｃの和が１７．５ａｔ％を超過すれば、Ｃｕの含量であるｄ値が相対的に少なくなって、製造された初期合金が非晶質相で製造されても、製造された初期合金を熱処理時に、粒径が小さく且つ均一な結晶を生成させることが難しくなり、これにより、製造されたＦｅ系軟磁性合金の磁気損失が大きくなり得る恐れがある。

また、ａが８２〜８６ａｔ％であるとき、ｂとｃは、和が１３．５〜１７．５ａｔ％であると同時に、下記数式１による値が０．３８〜２８．５であり得るが、これにより、製造された初期合金の結晶相が非晶質で具現されるのに有利であり、熱処理された後に生成された合金内結晶のうちα−Ｆｅ、およびＦｅとＢ、ＣおよびＣｕのうち少なくとも一つの元素間形成される金属間化合物の含量が適宜調節されることに伴って、大きい飽和磁束密度を発現すると同時に、保磁力など磁気損失が少なくなって、高効率の磁性特性を発現することができ、高周波で優れた磁気的特性を発現することができる。

［数式１］

もし、前記数式１による値が０．３８未満である場合、製造された初期合金の結晶相が結晶質であり得、この場合、熱処理時に粗大な結晶が容易に生成されることに伴って、磁気損失が大きくなり得、特に高周波で磁気損失が顕著に増加する恐れがある。また、初期合金が結晶質ではないとしても、熱処理後に生成された結晶のうちＦｅとＣ間化合物の量が過度に多くなることに伴って、磁気特性の低下を招くことができる。また、もし、前記数式１による値が２８．５を超過する場合、合金内Ｂに比べてＣの含量が相対的に大きく減少することに伴って、初期合金の熱的安定性が低下して熱処理時にα−Ｆｅの結晶以外にＦｅ−Ｂ系金属間化合物の生成が顕著に増加できることに伴って、熱処理工程の制御が非常に困難になることがあり、初期合金または熱処理後に合金の飽和磁束密度が減少したり、磁気損失が増加し得る問題があり、生成されるα−Ｆｅ結晶の粒度を目的とする水準で制御することが困難になり得るので、均一な粒度を有するα−Ｆｅ結晶を含む磁性材料を製造できないことがある。

一方、前記数式１による値は、より好ましくは０．６５〜１６．１であり得るが、もし、数式１による値が０．６５未満である場合、非晶質相の形成が不可能なことがあり、そのため、軟磁性材料の特性を失う恐れがある。

また、数式１による値が１６．１を超過する場合、初期合金を非晶質相で製造しにくいことがあり、初期合金が非晶質相で具現される場合にも、熱処理後に生成された結晶が粗大化され得、軟磁性材料の特性を失うことができる。

また、ａが８２〜８６ａｔ％であるとき、Ｃ元素は、合金内１〜４ａｔ％で含まれ得る。もし、Ｃ元素が合金内１ａｔ％以下で含まれる場合、初期合金を非晶質相で製造しにくくて、このために、前述したＢ元素を増加させる場合、初期合金の熱的安定性が低下する２次問題を誘発することができる。また、製造された初期合金の熱処理時に生成されるα−Ｆｅ結晶の粒度の制御が困難になり、均一な粒度を有するα−Ｆｅ結晶を有する磁性材料を製造できないことがある。また、もし、Ｃ元素が合金内４ａｔ％を超過して含まれる場合、相対的にＢの含量が減少して、初期合金で３０ｎｍ以上の粒径を有するα−Ｆｅ結晶が生成され得、このような初期合金の結晶は、熱処理工程でα−Ｆｅ結晶の粒度の制御を難しくする問題がある。また、初期合金でＦｅとＣ間の金属間化合物が生成され得るので、熱処理時に生成されるα−Ｆｅ結晶の合金内の量が目的とする水準より少ないことがある。さらに、保磁力が増加して磁気損失が大きいことに伴って、目的とする水準の磁気的特性が発現しないので、小型化した磁性材料として応用が難しいことがある。

また、ａが８２〜８６ａｔ％であるとき、前記実験式でａおよびｄは、下記数式２による値が２．９２〜３．７０であり得、これにより、初期合金が非晶質相であり得、初期合金の熱処理後に生成された結晶がナノ結晶粒であると同時に、均一な粒度分布を有するのに有利である。もし、下記数式２による値が２．９２未満である場合、初期合金に結晶が生成されて、熱処理後に均一な粒度の結晶を収得することが難しくなり、粗大化した結晶が生成され得、そのため、磁気損失が増加できるなど目的とする水準の磁気的特性を発現できないことがある。また、下記数式２による値が３．７０を超過する場合、製造される合金の比抵抗が大きく減少して渦電流による磁気損失が大きくなり得、熱処理された合金に目的とする水準でα−Ｆｅのナノ結晶粒が生成されず、結晶が生成された場合、生成された結晶の粒径の制御が容易でないことがある。

［数式２］

次に、前記実験式でａが７８．５〜８２．０ａｔ％未満であるときについて説明する。ａが７８．５〜８２．０ａｔ％未満であるとき、ｂとｃの和は、１７．５ａｔ％超過〜２１ａｔ％であり得るが、もし、ｂとｃの和が１７．５ａｔ％以下であれば、初期合金が結晶質であり得、初期合金で既に生成された結晶は、熱処理時に生成される結晶の粒度を不均一にし、目的とする水準以上のサイズで成長した結晶が合金に含まれ得、そのため、磁気損失が増加するなど目的とする水準の磁気的特性を発現しないことがある。また、前述したＦｅ、Ｂ、Ｃ元素の含量が相対的に減少することに伴って、当該元素による効果が減少し得る。

また、下記数式３の値が０．６７以上であり、より好ましくは０．８５〜２００であり得、これにより、製造された初期合金が非晶質になるのに有利であり、熱処理後に生成される結晶の粒度が均一であり、α−Ｆｅの含量とＦｅとＢやＣ間金属間化合物の含量が適宜維持され得るので、Ｆｅの含量が多少低くなっても、低い保磁力を通じて優れた磁気的特性を発現することができる。

［数式３］

もし、前記数式３の値が０．６７未満である場合、初期合金または熱処理後に合金内Ｆｅ−Ｃ間化合物の含量が急増し得、熱処理後に均一な粒度分布を有する結晶の生成を難しくすることができ、そのため、飽和磁束密度の低下および／または保磁力の上昇を誘発して、磁気的特性を阻害することができる。ただし、もし、前記数式３の値が２００を超過する場合、初期合金の熱的安定性が低下して、熱処理時にα−Ｆｅの結晶以外にＦｅ−Ｂ系金属間化合物の生成が顕著に増加できることに伴って、熱処理工程の制御が非常に困難になり得、初期合金または熱処理後に合金の飽和磁束密度が減少したり、磁気損失が増加し得る問題があり、生成されるα−Ｆｅ結晶の粒度を目的とする水準で制御することが容易でないので、均一な粒度を有するα−Ｆｅ結晶を生成させにくいことがある。

また、ａが７８．５〜８２．０ａｔ％未満であるとき、前記実験式でａおよびｄは、下記数式４の値が８．３〜１２．８であり得る。これにより、初期合金が非晶質相であり得、初期合金の熱処理後に生成された結晶がナノ結晶粒であると同時に、均一な粒度分布を有するのに有利である。もし、下記数式４による値が８．３未満である場合、初期合金に結晶が生成される恐れがあり、熱処理後に均一な粒度の結晶を収得することが難しくなり、粗大化した結晶が生成され得、そのため、磁気損失が増加し得るなど目的とする水準の磁気的特性を発現できないことがある。また、下記数式４による値が１２．８を超過する場合、製造された初期合金が非晶質相で製造されても、製造される合金の比抵抗が大きく減少して渦電流による磁気損失が大きくなり得、熱処理された合金に目的とする水準でα−Ｆｅのナノ結晶粒が生成されず、結晶が生成された場合、生成された結晶の粒径の制御が容易でないので、粒径が小さくて且つ均一な結晶を生成させにくいことがあり、そのため、製造されたＦｅ系軟磁性合金の磁気損失が大きくなり得る恐れがある。

［数式４］

前述した本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金は、結晶相が非晶質または結晶質であり得、または非晶質領域と結晶質領域を全部含む異形の原子配列構造であり得る。

この際、前記非晶質相を有するＦｅ系軟磁性合金は、熱処理されない初期合金であり得る。また、前記結晶質相を有するＦｅ系軟磁性合金は、初期合金を熱処理した後の合金であり得、前記結晶質相は、ナノ結晶粒であり得、前記ナノ結晶粒の平均粒径は、３０ｎｍ以下、好ましく２５ｎｍ以下、より好ましくは２２ｎｍ以下、さらに好ましくは１６〜２２ｎｍであり得る。また、前記異形の原子配列構造は、初期合金または熱処理した後の合金における構造であり得る。この際、異形の原子配列構造が初期合金状態では、結晶質の化合物は、平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な粒径を有し得る。また、前記異形の原子配列構造が熱処理した後の合金状態の場合、結晶質相は、ナノ結晶粒であり得、前記ナノ結晶粒の平均粒径は、３０ｎｍ以下、好ましく２５ｎｍ以下、より好ましくは１６〜２２ｎｍ以下であり得る。

本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金が異形の原子配列構造の場合、非晶質領域および結晶質領域が５．５：４．５〜１：９の体積比を有し得る。もし、非晶質領域および結晶質領域が５．５：４．５の体積比を超過して非晶質領域がさらに多くなる場合、目的とする水準の飽和磁束密度など目的とする磁気的特性を発現させないことがある。また、もし、非晶質領域および結晶質領域が１：９の体積比未満で結晶質領域がさらに多くなる場合、生成された結晶のうちα−Ｆｅ結晶以外他の化合物の結晶生成が増加し得、目的とする磁気的特性を発現できないことがある。

前述したＦｅ系軟磁性合金は、熱処理前状態における形状が粉末、ストリップ、リボンであり得るが、これに制限されるものではなく、最終磁性材料の形状、熱処理工程などを考慮して適宜変形され得る。また、前記Ｆｅ系軟磁性合金は、熱処理後の形状がリボンまたはロッド型であり得、前記ロッド型の断面は、多角形、円形、楕円形であり得るが、これに制限されるものではない。

一方、本発明の他の実施例による実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示されるＦｅ系合金は、平均粒径が３０ｎｍ以下のナノ結晶粒を含み、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５を満たす。

前記実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄでそれぞれの元素とその含量に対する説明は、前述したものと同一である。このような実験式を有し、ナノ結晶粒を含むＦｅ系合金は、非晶質の初期合金で製造された後に熱処理されたものであり得、熱処理後に生成された結晶の平均粒径が３０ｎｍ以下である。もし、ナノ結晶粒の平均粒径が３０ｎｍを超過する場合、保磁力が増加するなど目的とする磁気的特性を全部満足させることができないことがある。前記ナノ結晶粒の平均粒径は、好ましくは２５ｎｍ以下、より好ましくは平均粒径が１６〜２２ｎｍであり得る。

一方、本発明の他の実施例による実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示されるＦｅ系合金は、α−Ｆｅ、およびＦｅとＢ、ＣおよびＣｕのうち少なくとも一つの元素間形成される金属化合物を含み、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）であり、７８．５≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５である。

前記実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄでそれぞれの元素とその含量に対する説明は、前述したものと同一である。前記Ｆｅ系合金は、α−Ｆｅ以外にＦｅとＢ、ＣおよびＣｕのうち少なくとも一つの元素間形成される金属化合物を含むが、このような金属化合物を通じて結晶の粒径が目的とする水準で制御されたＦｅ系合金であり得る。すなわち、合金内一定含量生成されたＦｅと他の半金属間の化合物は、α−Ｆｅが目的とする粒径を超過して粗大化することを防ぐ防壁の役割をし、さらに均一な粒径分布のα−Ｆｅを含むＦｅ系合金で具現され得る。

前記α−Ｆｅおよび前記金属化合物は、適正の割合で含まれ、これにより、生成されたα−Ｆｅの粒径が目的とする水準で均一に制御され、粗大化したα−Ｆｅの生成を抑制することができる。また、具現された合金の均質性が向上する利点がある。

前記ＦｅとＢ、ＣおよびＣｕのうち少なくとも一つの元素間形成される金属化合物は、Ｆｅ−Ｂ化合物およびＦｅ−Ｃ化合物のうちいずれか一つ以上を含むことができる。ただし、Ｆｅ−Ｂ化合物を含むＦｅ系合金は、Ｆｅ−Ｃ化合物を含むＦｅ系合金に比べて熱的に劣悪し得、生成された結晶内α−Ｆｅの含量が少ない金属であり得ることに伴って、均質ある合金を製造できず、目的とする物性を全部発現できない問題がある。これに伴って、より好ましくは金属化合物としてＦｅ−Ｃ化合物を含むことができ、これにより、合金の熱的安定性が向上して、さらに均一なα−Ｆｅを有する合金が製造されることが容易であり得る。前記Ｆｅ−Ｃ化合物は、Ｆ_３Ｃ、Ｆｅ_９３Ｃ_７およびＦｅ_４Ｃ_０．６３のうちいずれか一つ以上を含むことができる。

また、本発明の一実施例によれば、Ｆｅ系軟磁性合金は、下記関係式１による結晶化した面積値が４５〜９０％であり得、より好ましくは５３〜８３％であり得る。

［関係式１］

この際、前記面積は、Ｆｅ系軟磁性合金に対する０〜９０°アングル（２θ）でＸ線回折（ＸＲＤ）分析時に測定された結晶質領域または非晶質領域に対する積分値を意味する。

前記結晶化した面積値が４５〜９０％を満たすことにより、α−ＦｅおよびＦｅと他の金属間化合物、例えばＦｅ−Ｃ系化合物の結晶が適切な割合で生成されることに伴って、目的とする物性を満足させるのにさらに有利であり得る。もし、結晶化した面積値が４５％未満である場合、飽和磁束密度が低いため、優れた磁気的特性発現が困難になり得、合金を利用した磁性部品の製作時に磁気的特性が変動する恐れがある。また、もし、結晶化した面積値が９０％を超過する場合、Ｆｅ−Ｃ系化合物など他の金属間の化合物結晶の生成が大きく増加して飽和磁束密度が低くなり、保磁力など磁気損失は増加し得るので、目的とする水準の物性を発現しないことがある。

前述した本発明の一実施例によるＦｅ系軟磁性合金は、初期合金状態で飽和磁束密度が１．５Ｔ以上であり得、適宜熱処理された後には、１．７１Ｔ以上であり得、保磁力は、５００Ａ／ｍ以下、より好ましくは２５０Ａ／ｍ以下、さらに好ましくは１８５Ａ／ｍ以下であって、磁気損失が少ないため、部品を小型化させるのに適合し得る。

前述した本発明の一実施例に含まれるＦｅ系軟磁性合金は、後述する製造方法で製造され得るが、これに制限されるものではない。

本発明の一実施例に含まれるＦｅ系初期合金は、前述したＦｅ系合金の実験式を満たすように、それぞれの元素を含む母材が称量されて混合されたＦｅ系合金形成組成物またはＦｅ系母合金を溶融後に急冷凝固させて製造することができる。前記急冷凝固時に使用される具体的な方法により製造されるＦｅ系初期合金の形状が変わり得る。前記急冷凝固に使用される方法は、通常の公知された方法を採用できるので、本発明は、これに特に限定しない。ただし、これに関する非制限的な例として、前記急冷凝固は、溶融したＦｅ系母合金またはＦｅ系合金形成組成物が噴射される高圧ガス（例えば、Ａｒ、Ｎ_２、Ｈｅなど）および／または高圧水を介して粉末状で製造されるガス噴射法（ａｕｔｏｍｉｚｉｎｇ法）、溶融金属を速く回転する円板を利用して粉末状を製造する遠心分離法、速い速度で回転するロールによりリボンが製造されるメルトスピニング法などがある。このような方法により形成されるＦｅ系初期合金の形状の形状は、粉末、ストリップ、リボンであり得る。また、前記Ｆｅ系初期合金内原子配列は、非晶質相であり得る。

一方、前記Ｆｅ系初期合金の形状は、バルクであってもよい。Ｆｅ系初期合金の形状がバルクである場合、前述した方法により形成された非晶質Ｆｅ系合金の粉末が通常的に知られた方法、例えば合体法および凝固法等を用いてバルク非晶質合金で製造され得る。前記合体法に関する非制限的な例として、衝撃固化（ｓｈｏｃｋ ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）、爆発成形（ｅｘｐｌｏｓｉｖｅ ｆｏｒｍｉｎｇ）、粉末焼結（ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、熱間押出および圧延（ｈｏｔ ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ ａｎｄ ｈｏｔ ｒｏｌｌｉｎｇ）等の方法が使用できる。これらのうち衝撃固化法について説明すれば、衝撃固化法は、粉末合金重合体に衝撃波を加えることにより、波動が粒子境界に沿って伝達され、粒子の界面でエネルギー吸収が起こり、この際、吸収されたエネルギーが粒子の表面に微細な溶融層を形成することにより、バルク非晶質合金を生産することができる。この際、生成された溶融層は、粒子内部への熱伝達を通じて非晶質状態を維持できるように十分に速く冷却されなければならない。この方法により非晶質合金本来密度の９９％までの充填密度を有するバルク非晶質合金を製造することができ、十分な機械的特性を得ることができる利点がある。また、前記熱間押出および圧延法は、高温で非晶質合金の流動性を利用したものであって、非晶質合金粉末をＴｇ近くの温度まで加熱して圧延し、圧延成形後に急冷させることにより、十分な密度と強度を有するバルク非晶質合金を製造することができる。一方、前記凝固法には、銅合金モルド鋳造法（ｃｏｐｐｅｒ ｍｏｌｄ ｃａｓｔｉｎｇ）、高圧ダイカスト（ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｄｉｅ ｃａｓｔｉｎｇ）、アーク溶解（ａｒｃ ｍｅｌｔｉｎｇ）、一方向溶解（ｕｎｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｍｅｌｔｉｎｇ）、スクイズキャスティング（ｓｑｕｅｅｚ ｃａｓｔｉｎｇ）、ストリップキャスティングなどがあり得、それぞれの方法は、公知された方法および条件を採用できるので、本発明は、これに特に限定しない。一例として、前記銅合金モルド鋳造法は、溶湯を高い冷却能を有する銅金型に前記金型内部と外部との圧力差を利用して前記金型の内部に溶湯を注入する吸入法または一定の圧力を外部から加えて溶湯を注入する加圧法を利用する方法であって、加圧または吸入により高速で銅金型に注入される溶湯が金属凝固されることにより、一定のバルク形状の非晶質であるＦｅ系初期合金が製造され得る。

次に、製造されたＦｅ系初期合金について熱処理を行うことができる。

前記熱処理は、Ｆｅ系初期合金の原子配列を非晶質から結晶質に変態させる段階であって、前記熱処理を通じてα−Ｆｅを含むナノ結晶粒を生成させることができる。ただし、第２段階で熱処理される温度、昇温速度および／または処理時間などによって生成される結晶のサイズが目的とする水準以上で成長することができることに伴って、熱処理条件の調節が結晶粒径の制御において非常に重要である。特に本発明によるＦｅ系初期合金の組成は、結晶のサイズ成長を防げる防壁の機能を担当するＮｂなどの元素を含まないので、通常の熱処理条件では、目的とする水準、一例として３０ｎｍ以下、好ましく２５ｎｍ以下になるように、ナノ結晶粒の粒径を制御しにくく、大量生産が困難になり得る。

具体的に、前記熱処理は、２００〜４１０℃の熱処理温度、より好ましくは２８０〜４１０℃の熱処理温度で４０〜１００秒間行われ得るが、熱処理温度の条件は、組成によって異なり得るが、熱処理温度が２００℃未満である場合、ナノ結晶粒が生成されないか、または少なく生成され得、この場合、磁気的特性が低いＦｅ系軟磁性合金が製造され得る。また、もし、前記熱処理温度が４１０℃を超過する場合、合金内生成される結晶の粒径が粗大化し得、生成される結晶の粒径分布が非常に広くなって粒径の均一性が低下し、α−Ｆｅ以外にＦｅと他の金属間化合物の結晶が過度に生成されて、α−Ｆｅの均一なナノ結晶質であるＦｅ系合金を収得できないことがある。

また、本発明の一実施例によれば、前記熱処理温度までの昇温速度で生成されるナノ結晶粒の粒径の制御に大きい影響を及ぼし、一例として、常温から熱処理温度までの昇温速度は、９０℃／ｍｉｎ以下、より好ましくは２８〜８０℃／ｍｉｎ以下であり得る。通常、非晶質合金から結晶質合金に変態させるための熱処理工程における昇温速度は、高速昇温、一例として１００℃／ｍｉｎ以上の場合に、小さくて且つ均一な粒径の結晶を収得するのに有利であると知られているが、本発明によるＦｅ系合金の場合、通常の傾向とは異なって９０℃／ｍｉｎ以下の昇温速度でゆっくり昇温させた後、目的とする熱処理温度で熱処理を行う場合にのみ、生成される結晶の粒径が平均粒径に近いように均一に生成されるのに有利であり得る。もし、熱処理時に温度までの昇温速度が９０℃／ｍｉｎを超過する場合、生成される結晶の粒度分布を目的とする水準で制御しない問題点がある。ただし、昇温速度があまり低い場合、熱処理工程に所要する時間が長期化し、結晶の生成および成長の時間が長くなることに伴って、結晶が粗大化し得る。

一方、高速昇温についてさらに説明すると、昇温速度が高い場合、均一な粒径の結晶の生成に役に立つことがあるが、本発明によるＦｅ系軟磁性合金は、組成にＳｉ元素など均一なナノ結晶粒の生成を助ける元素や結晶性長の防壁の役割を行うＮｂ元素などを含んでいないので、粒径の制御が非常に容易でないことがある。これにより、高温昇温に比べて９０℃／ｍｉｎ以下の昇温が好ましく、これにより、適正な含量でＦｅ−Ｃ間化合物が生成およびα−Ｆｅの結晶のサイズを制御することに伴って、目的とする均一な粒径のα−Ｆｅを製造するのに有利である。また、低温昇温をすることに伴って、大量生産にさらに適合し得、製造コストの削減に利得がある。

また、前記第２段階で熱処理温度で熱処理される時間は、４０〜１００秒間行われ得る。前記熱処理時間は、行われる熱処理温度によって変更され得るが、もし、４０秒未満で熱処理される場合、目的とする水準で結晶質への変態が行われないことがあり、もし、１００秒を超過して熱処理される場合、生成される結晶の粒径が粗大化する問題がある。

一方、前記第２段階は、熱以外に圧力および／または磁場をさらに付加して行われることもできる。このような付加的な処理を通じて、特定の一方向への磁気的異方性を有する結晶を生成するようにすることができる。この際に加えられる圧力または磁場の程度は、目的とする物性の程度によって変わり得るので、本発明では、これを特に限定しせず、公知された条件を採用して行っても構わない。

また、前記磁心は、磁気コア機能の実行のために磁心の外部に巻き取られるコイルと共にコイル部品で具現され得、前記コイル部品は、レーザー、トランス、インダクター、モーターや発電機などの部品に応用され得る。

下記の実施例により本発明をさらに具体的に説明することとするが、下記実施例が本発明の範囲を制限するものではなく、これは、本発明の理解を助けるものと解釈されるべきである。

＜実施例１＞
実験式Ｆｅ_８５．３Ｂ_１３Ｃ_１Ｃｕ_０．７で表示されるＦｅ母合金が製造されるように、Ｆｅ、Ｂ、ＣおよびＣｕの原料を称量した後、アーク溶解法を利用してＦｅ母合金を製造した。その後、製造されたＦｅ母合金を溶融させた後、Ａｒ雰囲気で６０ｍ／ｓの速度でメルトスピニングを通じて１０^６Ｋ／ｓｅｃの速度で急速冷却させて、厚さが約２０μｍ、幅が約２ｍｍであるリボン形状のＦｅ系軟磁性初期合金を製造した。

その後、製造されたＦｅ系軟磁性初期合金に対して常温で８０℃／ｍｉｎの昇温速度で熱処理して、３５０℃で１分間維持させて、下記表１のようなＦｅ系軟磁性合金を製造した。

＜実施例２〜５２＞
実施例１と同一に実施して製造するものの、実験式の組成、および／または熱処理条件を下記表１〜表５のように変更して、下記表１〜表５のようなＦｅ系軟磁性初期合金およびＦｅ系軟磁性合金を製造した。

＜比較例１〜６、８〜９＞
実施例１と同一に実施して製造するものの、実験式の組成、および／または熱処理条件を下記表６のように変更して、下記表６のようなＦｅ系軟磁性初期合金およびＦｅ系軟磁性合金を製造した。

＜実験例１＞
実施例１〜５２で製造された初期合金および熱処理された後の合金の組成について、Ｆｅの含量によって下記数式１および数式２または数式３および数式４を計算して、その数値を下記表１〜表５に記載した。

（１）実験式でａは、８２〜８６ａｔ％であるとき、数式１および数式２

［数式１］

［数式２］

（２）実験式でａは、７８．５〜８２．０ａｔ％未満であるとき、数式３および数式４

［数式３］

［数式４］

＜実験例２＞
実施例１〜５２と比較例１〜６、８〜９で製造された初期合金および熱処理された後の合金について下記の物性をそれぞれ評価して、下記表１〜表６に示した。

１．結晶構造の分析
製造された初期合金および熱処理された後の合金に対する結晶相と生成された結晶の平均粒径および結晶化面積値を確認するためにＸＲＤパターンおよびＴＥＭを分析した。

分析された結果のうち実施例１〜５に対する初期合金のＸＲＤパターンを図１に示し、実施例６〜１０に対する初期合金のＸＲＤパターンを図２に示し、比較例１〜５に対する初期合金のＸＲＤパターンを図３に示した。また、実施例１で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図４ａおよび図４ｂに示し、実施例２で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図５ａおよび図５ｂに示し、実施例５で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図６ａおよび図６ｂに示し、実施例３８で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図７ａおよび図７ｂに示し、実施例４２で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図８ａおよび図８ｂに示し、実施例５１で熱処理されたＦｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンを図９ａおよび図９ｂに示した。

この際、結晶化した面積値は、下記の関係式１で計算した。

［関係式１］

また、平均粒径は、下記関係式２のようなシェラーの式（Ｓｃｈｅｒｒｅｒ ｆｏｒｍｕｌａ）を通じて導き出した。

［関係式２］

ここで、Ｄは、結晶の平均粒径、βは、最大強さを有するピークの半値幅、θは、最大強さのピークを有する角度を意味する。

図１〜図３から分かるように、実施例１〜１０は、非晶質の初期合金が具現されたことが確認することができるが、比較例１〜５は、結晶質の初期合金が生成されたことが確認することができる。

また、熱処理された後、Ｆｅ系軟磁性合金のＸＲＤパターンに対する図４ｂ〜図９ｂから、前記関係式２で計算された、生成結晶の平均粒径が１６．５ｎｍ〜１９ｎｍであることが確認することができ、前記関係式１で計算された結晶化した面積値が６０．１〜８６．３％であることが確認することができる。

２．磁気的物性の評価
保磁力および飽和磁化値を算出するために、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて８００ｋＡ／ｍで評価した。このうち、実施例１〜５の初期合金でＶＳＭグラフをそれぞれ図１０ａ〜図１０ｅに示し、実施例１〜５の熱処理された後、Ｆｅ系軟磁性合金に対するＶＳＭグラフをそれぞれ図１１ａ〜１１ｅに示した。また、３７５℃の熱処理温度で熱処理時間を異にして製造された実施例３５、実施例３８および実施例４１に対するＶＳＭグラフを図１２に示した。しかも、熱処理温度を異にして製造された実施例３８、実施例４２および実施例４３に対するＶＳＭグラフを図１３ａ〜図１３ｂに示し、昇温速度を異にして製造された実施例４９、実施例５０および実施例５１に対するＶＳＭグラフを図１４ａ〜図１４ｂに示した。

図１０ａ〜図１０ｅの初期合金におけるＶＳＭ結果から、熱処理前の初期合金でも飽和磁束密度が１．６Ｔ（図１０ａ）〜１．６５（図１０ｃ〜図１０ｅ）以上であり、保磁力が８３．３４Ａ／ｍ以下である優れた磁気的特性を発現する合金が具現されたことが確認することができる。

また、図１１ａ〜図１１ｅの熱処理された合金におけるＶＳＭ結果から、熱処理を通じて飽和磁束密度が１．８０Ｔ（図１１ｃ）〜１．９３Ｔ（図１１ｂ）であり、保磁力が１６３．３７Ａ／ｍ以下であって、初期合金より向上した磁気的特性を発現する合金が具現されたことが確認することができる。

一方、図１２から分かるように、熱処理時間が短い実施例３５（１０秒）および過度に長い実施例４１（１８０秒）に比べて６０秒で熱処理された実施例３８がさらに高い飽和磁束密度および／または低い保磁力を有することが確認することができる。

また、図１３ａ〜図１３ｃから分かるように、高い温度で熱処理された場合、図１３ｃの実施例４３の場合、保磁力が図１３ｂの実施例４２に比べて増加したことが確認することができる。

また、図１４ａ〜図１４ｃから分かるように、昇温速度がそれぞれ３０℃／ｍ、５５℃／ｍ、８０℃／ｍで高い飽和磁束密度および低い保磁力を有するＦｅ系軟磁性合金が製造されたことが確認することができる。

３．結晶粒径の観察
実施例１で熱処理された合金に対してＴＥＭ写真を撮影して、図１５ａおよび図１５ｂに示した。

観察結果、ナノ結晶粒が生成され、結晶の粒径が均一であることが確認することができる。

表１〜表５から、実施例によるＦｅ系軟磁性合金が、比較例によるＦｅ系軟磁性合金に比べて高い飽和磁束密度および／または低い保磁力を発現することに伴って、磁気的物性に優れていることが確認することができる。

また、実験式でａが８２〜８６ａｔ％に属する実施例１１〜実施例２４を参照すると、実施例１１および実施例１２の場合、数式１の値が０．３８未満であることに伴って、初期合金で結晶が生成され、そのため、数式１を満たす実施例１３〜実施例２０に比べて保磁力が高くなったことが確認することができ、特に熱処理後に保磁力が顕著に増加したことが分かる。しかも、生成された結晶の粒径も３０ｎｍを超過して粗大になったことが確認することができる。また、数式１の値が２８．５を超過する実施例２１の場合、初期合金には、非晶質の合金が具現されたが、熱処理後に保磁力が顕著に増加したことが確認することができる。これは、結晶相がナノ結晶粒であり、結晶の平均粒径が２８．４ｎｍであるが、粗大な粒径の結晶が含まれることに伴って、実施例２０に比べて保磁力が約４倍増加したものと予想され、合金内Ｂの含量が過多であるとき、粒径の制御が容易でないことが分かる。

また、数式２の値が２．９２未満である実施例２２の場合、実施例２３に比べて保磁力が大きいため、磁気損失が増加することが予想することができる。

また、実験式でａが７８．５〜８２．０ａｔ％未満に属する実施例２５〜実施例３４を参照すると、数式３の値が０．６７未満である実施例２５の場合、実施例２６に比べて保磁力が大きいことが確認することができる。

また、数式４の値が８．３未満である実施例３１の場合、実施例３２〜３４に比べて初期合金で結晶が生成され、熱処理後に保磁力が顕著に大きいことが確認することができる。

また、３７５℃の熱処理温度で熱処理時間を異にして製造された実施例３５〜実施例４１で熱処理時間を４０秒未満で行った実施例３５および実施例３６の場合、実施例３７に比べて熱処理後の合金の飽和磁束密度が低いことが確認することができ、１００秒を超過して熱処理した実施例４０および実施例４１の場合、実施例３９に比べて保磁力が増加したことが確認することができる。

また、熱処理時熱処理温度を異にして製造された実施例３８、実施例４２〜実施例４７で熱処理温度が２００℃未満である実施例４４は、実施例４５に比べて飽和磁束密度が低いＦｅ系軟磁性合金が具現されたことが確認することができる。また、熱処理温度が４１０℃を超過した実施例４３の場合、実施例４２に比べて保磁力が増加したことが確認することができる。

また、熱処理時に昇温速度を異にして製造された実施例４８〜実施例５２で昇温速度が２５℃／ｍである実施例４８の場合、保磁力が実施例４９に比べて高いことが確認することができる。また、スンオク速度が９５℃／ｍである実施例５２の場合、実施例５１に比べて保磁力が増加し、これは、結晶平均粒径が１７ｎｍであって、実施例５１と類似しているか、結晶の粒度分布差異が原因であると予想され、実施例５１がさらに均一な結晶粒度分布を有するものと予想される。

以上、本発明の一実施例について説明したが、本発明の思想は、本明細書に提示される実施例に制限されず、本発明の思想を理解する当業者は、同じ思想の範囲内で、構成要素の付加、変更、削除、追加などにより他の実施例を容易に提案することができるが、これもまた本発明の思想範囲内に属すると言える。

Claims (9)

1. 実験式Ｆｅ_ａＢ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄで表示され、前記実験式でａ、ｂ、ｃおよびｄは、当該元素のａｔ％（ａｔｏｍｉｃ ｐｅｒｃｅｎｔ）として条件（１）または条件（２）を満たし、平均粒径が３０ｎｍ以下のナノ結晶粒を含み、
   前記条件（１）は、８２≦ａ≦８６、１３．５≦ｂ＋ｃ≦１７．５、０．５≦ｄ≦１．５であり、下記数式１による値が０．３８〜２８．５であり、下記数式２による値が２．９２〜３．７０であり、
   前記条件（２）は、７８．５≦ａ＜８２．０、１７．５＜ｂ＋ｃ≦２１、０．５≦ｄ≦１．５であり、下記数式３による値が０．６７以上であり、下記数式４による値が８．３〜１２．８である、Ｆｅ系軟磁性合金。
   ［数式１］
   

   

   ［数式２］
   

   

   ［数式３］
   

   

   ［数式４］
   

   
2. 前記ナノ結晶粒は、平均粒径が１６〜２５ｎｍである、請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金。
3. 前記数式１による値は、０．６５〜１６．１である、請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金。
4. 前記条件（１）でｃは、１．０〜４．０ａｔ％である、請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金。
5. 前記数式３の値は、０．８５〜２００である、請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金。
6. 前記Ｆｅ系軟磁性合金は、下記関係式１による結晶化した面積値が４５〜９０％である、請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金：
   ［関係式１］
   

   

   この際、前記面積は、Ｆｅ系軟磁性合金に対する０〜９０°アングル（２θ）でＸ線回折（ＸＲＤ）分析時に測定された結晶質領域または非結晶質領域に対する積分値を意味する。
7. 請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金；を含む電磁波遮蔽部材。
8. 請求項１に記載のＦｅ系軟磁性合金；を含む磁心。
9. 請求項８に記載の磁心と；
   前記磁心の外部を囲むコイルと；を含むコイル部品。

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