KR101037098B1

KR101037098B1 - 연자성 철-코발트-크롬계 합금 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101037098B1
Application number: KR1020080072537A
Authority: KR
Inventors: 피퍼 윗톨드; 거스터 요하임
Original assignee: 바쿰슈멜체 게엠베하 운트 코. 카게
Priority date: 2007-07-27
Filing date: 2008-07-25
Publication date: 2011-05-26
Also published as: GB2451220A; GB2451220B; DE102007035773A1; HK1127157A1; SG149786A1; DE102007035773B4; GB0813550D0; DE102007035773B9; KR20090012144A

Abstract

본 발명에 의한 연자성 합금은 본질적으로 5wt%≤Co≤30wt%, 1wt%≤Cr≤20wt%, 0.1wt%≤Al≤2wt%, 0wt%≤Si≤1.5wt%, 0.017wt%≤Mn≤0.2wt%, 0.01wt%≤S≤0.05wt%, 0wt%≤O≤0.0015wt%와, 0.0003wt%≤Ce≤0.05wt%, 0wt%≤Ca≤0.005wt%, 및 나머지 철로 이루어지며, Mn/S＞1.7이고 0.117wt%≤(Al＋Si＋Mn＋V＋Mo＋W＋Nb＋Ti＋Ni)≤5wt%이다.

연자성합금, 철코발트크롬계합금, 연자성, 피삭성, 황화망간, 액츄에이터용연자성코어

Description

연자성 철-코발트-크롬계 합금 및 이의 제조방법 {SOFT MAGNETIC IRON-COBALT-CHROMIUM-BASED ALLOY AND PROCESS FOR MANUFACTURING IT}

본 발명은 연자성 철-코발트-크롬계 합금(soft magnetic iron-cobalt-chromium-based alloy) 및 이 합금으로 중간품을 제조하기 위한 방법에 관한 것으로서, 특히 액츄에이터(actuator) 장치용 자성부품에 관한 것이다.

연자성 철-코발트-크롬계 합금은 예를 들어 DE 44 42 420 A1에 공지되어 있다. 이들 합금은 높은 포화자화(saturation magnetization)를 가지므로, 강한 힘 및/또는 작은 용적을 지닌 전자기 액츄에이터 장치를 개발하는데 사용될 수 있다. 이들 합금의 일반적인 용도는 예를 들어 내부연소엔진에서의 연료분사용 솔레노이드 밸브 또는 전기모터에서의 전기자(armature)와 같은 솔레노이드 밸브용 코어이다.

재료 피삭성(material machinability)은 액츄에이터용 연자성 부품으로서 사용될 부품들을 제조하는 데 있어 중요한 인자이다. 철-코발트-크롬계 합금은 칩제거 가공공정(chip-removing machining process)을 받을 경우 높은 마모수준을 나타내는 것이 밝혀졌다. 이는 가공표면의 질로 나타내어질 수 있다. 일부 응용에 있어 서는 더 양질의 표면이 바람직하다.

Mn, S 및 Pb와 같은 요소의 합금을 첨가함으로써 철-코발트-크롬계 합금의 피삭성을 개선하는 것은 이미 공지된 것이다. 그러나, 이들 요소는 D.A. Colling et al, J. Appl. Phys. 40 (19 69) 1571, "Soft Magnetic Materials II Influence of Sulfur on Initial Permeability of Commercial 49% Ni-Fe alloys"에 기술된 바와 같이 예를 들어 연자성 합금의 자기특성을 감소시킨다는 단점을 보인다.

따라서, 본 발명의 목적은 개선된 피삭성 및 양호한 연자성 특성을 갖는 철-코발트-크롬계 합금을 제공하는 데 있다.

상기 목적은 본 발명에서 독립청구항들의 발명범주에 의해 달성된다. 부가적으로 유리한 진전들은 종속청구항들에서 상술된다.

본 발명에 있어서, 연자성 합금은 본질적으로 5wt%≤Co≤30wt%, 1wt%≤Cr≤20wt%, 0.1wt%≤Al≤2wt%, 0wt%≤Si≤1.5wt%, 0.017wt%≤Mn≤0.2wt%, 0.01wt%≤S≤0.05wt%, 0wt%≤O≤0.0015wt%와, 0.0003wt%≤Ce≤0.05wt%, 0wt%≤Ca≤0.005wt%, 및 나머지 철로 이루어지며, Mn/S＞1.7이고 0.117wt%≤(Al＋Si＋Mn＋V＋Mo＋W＋Nb＋Ti＋Ni)≤5wt%이다.

본 발명에 있어서, 상기 합금은 소정의 망간 및 황 성분을 갖는다. 이들 두 요소는 상기 합금에 개선된 피삭성을 부여한다. 또한, 상기 합금은 소정의 세륨 성분을 갖는다. 황, 망간 및 세륨의 조합은 황을 함유하지 않는 합금보다 더 양호한 피삭성을 가지면서도, 동시에 황을 함유하지 않는 합금의 자기특성과 같은 연자성 특성을 유지하는 연자성 합금을 부여한다는 사실이 견지된다.

황은 철에 거의 불용성이다. 황화철(iron sulphide)은 낮은 융점 공정(melting point eutectic: Ts〓1188℃)을 형성하며, 이는 입계면에 정착하여 800-1000℃의 열간압연(hot rolling) 동안 적열취성(red shorting)을 초래할 수 있 다. 심지어 산소는 상기 용해온도를 감소시킨다. 또한, 만일 망간 역시 1:1at% 비율에 대응하는 Mn/S＞1.7 비율로부터 첨가되는 경우, 상기 모든 황은 1600℃에서 용해하는 MnS로 결합된다. MnS는 FeS보다 훨씬 더 높은 융점을 가지며 압연 후에 연신되어 밴드를 형성한다. 황화망간(Manganese sulphide)은 절단웨지(cutting wedge) 상에 윤활효과를 가지며 더 짧은 칩을 초래할 수 있는 강의 결함을 형성한다. MnS 석출물(precipitate)은 합금의 피삭성이 개선되므로 본 발명에 개시된 합금에서 유사한 기능을 한다는 것이 시사된다.

본 발명에 개시된 합금의 EDX 분석과 조합한 미세구조분석에 의하면, 상기 합금이 미세하게 분포된 황화망간 석출물들을 갖는 것이 입증된다. 세륨이 첨가되지 않은 합금에 있어서는 더욱 거친 황화망간 석출물이 보인다.

황화망간 석출물의 더 미세한 분포는 자기특성의 악화를 초래하지 않는다는 것이 시사된다. 이러한 차이의 한가지 가능한 이유로서는 세륨성분이 황화망간 석출물들이 형성되는 핵을 제공함으로써 석출물들의 더 미세한 분포를 초래한다는 것이다.

동시에, 피삭성은 황을 함유하지 않는 합금과 비교할 때 개선된다. 이는 내외경 정삭가공된(finish turned) 표면의 광학현미경 검사에 의해 볼 수 있다. 본 발명에서 개시된 합금과 황을 함유하지 않은 비교합금의 광학현미경 검사분석에 의하면, 본 발명에 개시된 합금의 표면이 세륨을 갖지 않은 황화망간 석출물들을 지닌 합금의 표면보다 훨씬 더 균일하다.

제1구현예에 있어서, 본 발명에 개시된 합금은 세륨은 함유하나 칼슘은 함유 하지 않는다. 제2구현예에 있어서, 본 발명에 개시된 합금은 세륨과 칼슘을 가지며, 0.001wt%≤Ca≤0.005wt%이다.

또한, Ce, Ca 및 S의 조합을 지닌 합금은 비교되는 황-비함유 합금의 연자성에 상당하는 연자성을 나타내고, 개선된 피삭성을 나타냄이 발견되었다.

다른 구현예에 있어서, 상기 합금은 Ce 및 Ca를 가지며, 0.001wt%≤Ca≤0.005wt%이다. 또 다른 구현예들로서, 칼슘을 함유하는 구현예 및 칼슘을 함유하지 않는 구현예 모두에서 최대세륨함량이 감소되었다. 이들 구현예에 있어서, 0.001wt%≤Ce≤0.02wt% 또는 0.001wt%≤Ce≤0.005wt%이다.

다른 구현예들에 있어서, 코발트 함량, 크롬 함량 및/또는 망간 함량이 더 정밀하게 판단되었다. 상기 합금은 8wt%≤Co≤22wt% 또는 14wt%≤Co≤20wt%의 코발트 함량, 및/또는 1.5wt%≤Cr≤3wt% 또는 6wt%≤Cr≤15wt%의 크롬 함량을 가질 수 있다.

전술한 조성을 갖는 합금은 ρ＞0.40μΩm 또는 ρ＞0.60μΩm의 전기비저항(specific electrical resistivity)을 갖는다. 이값은 액츄에이터장치 내의 자심(magnetic core)으로 사용될 때 와류(eddy current)가 저하되는 합금을 제공한다. 이로써 상기 합금은 더 빠른 스위칭 시간의 액츄에이터 장치에 사용될 수 있다.

일 구현예에 있어서, 항복강도는 R_ρ0.2＞280MPa이다. 이렇게 더 큰 합금강도로 인해 액츄에이터장치 내의 자심으로 사용되는 경우 상기 합금의 수명이 연장될 수 있다. 이는 상기 합금이 내부연소엔진의 연료분사밸브와 같은 고주파수 액츄에이터장치에 사용되는 경우 유리하다.

본 발명에 개시된 합금은 양호한 자성과, 양호한 강도 및 높은 전기비저항을 갖는다. 다른 구현예들에 있어서, 상기 합금은 H_c＜5.0A/cm 또는 H_c＜2.0A/cm의 보자력(coercive field strength)과, 및/또는 μ_max＞1000의 최대투자율(maximum permeability)을 갖는다. 이러한 높은 전기비저항과 낮은 보자력 및 양호한 피삭성의 조합은 액츄에이터 장치나 전기모터의 연자성 부품에 있어 특히 유리하다.

또한, 본 발명은 전술한 구현예들 중의 어느 하나에 따른 합금으로 제조된 전자기 액츄에이터용 연자성 코어를 제공한다. 여러 구현예에 있어서, 이 연자성 코어는 내부연소엔진(internal combustion engine)의 솔레노이드 밸브용 연자성 코어, 내부연소엔진의 연료분사밸브(fuel injection valve)의 연자성 코어, 그리고 스파크점화엔진(spark ignition engine)이나 디젤엔진의 직접연료분사밸브(direct fuel injection valve)용 연자성 코어로 된다.

또한, 본 발명은 전술한 구현예들 중의 어느 하나에 개시된 합금으로 또한 제조된 전기모터용 연자성 전기자(armature)를 제공한다.

솔레노이드 밸브 및 연료분사 밸브와 같은 아양한 액츄에이터 장치들은 강도와 자기특성에 관해 다른 요구사항을 갖는다. 이들 요구사항은 상술한 범위에 있는 조성을 가진 합금을 선택함으로써 충족될 수 있다.

또한, 본 발명은 전술한 구현예들 중의 어느 하나에 따른 연자성 합금으로 제조된 부품을 지닌 내부연소엔진의 연료분사밸브를 제공한다. 상기 연료분사밸브의 다른 변형으로는 스파크점화엔진의 직접연료분사밸브 및 디젤엔진의 직접연료분사밸브가 있다.

또한, 본 발명은 코발트-철 합금으로 중간품들을 제조하기 위한 방법을 제공하며, 여기서 제조품들은 먼저 연자성 합금을 용해(melting) 및 열간성형(hot forming)함으로써 제조되며, 상기 합금은 본질적으로 5wt%≤Co≤30wt%, 1wt%≤Cr≤20wt%, 0.1wt%≤Al≤2wt%, 0wt%≤Si≤1.5wt%, 0.017wt%≤Mn≤0.2wt%, 0.01wt%≤S≤0.05wt%, 0wt%≤O≤0.0015wt%와, 0.0003wt%≤Ce≤0.05wt%, 0wt%≤Ca≤0.005wt%, 및 나머지 철로 이루어지며, Mn/S＞1.7이고 0.117wt%≤(Al＋Si＋Mn＋V＋Mo＋W＋Nb＋Ti＋Ni)≤5wt%이다. 최종 어닐링(annealing) 처리가 행해진다.

이 합금은 여러 공정으로 용해될 수 있다. 예를 들어, 대기용해(air melting) 및 진공유도용해(vacuum induction melting: VIM)를 포함한 현재의 모든 기술이 이론상 가능하다. 또한, 아크로(arc furnace)나 유도성 기술(inductive technology)도 사용될 수 있다. 진공산소탈탄법(vacuum oxygen decarburization: VOD)이나 알곤산소탈탄법(argon oxygen decarburization: AOD) 또는 일렉트로슬랙 재용해법(electro slag remelting: ESR)은 상기 제품의 품질을 향상시킨다.

VIM 공정은 상기 합금을 제조하는데 바람직한 방법이다. 왜냐면, 이 공정을 사용함으로써 상기 합금요소들의 함량을 더 정밀하게 설정할 수 있는 한편, 상기 응고된 합금의 비금속 개재물을 회피하기가 더 쉽기 때문이다.

제조할 중간품들에 따라, 용해공정에 이어서 소정 범위의 다른 공정단계들이 수행된다.

만일 스트립(strip)이 추후 단편들로의 프레싱을 위해 제조될 경우, 용해공정에서 생성된 주괴(ingot)는 분괴압연함으로써 판상주괴(slab ingot)로 형성된다. 분괴압연(blooming)은 상기 주괴를 예를 들어 1250℃의 온도에서 열간압연공정에 의해 장방형 횡단면을 지닌 판상주괴로 형성하는 것을 가리킨다. 분괴압연 후, 상기 판상주괴의 표면에 형성된 모든 스케일(scale)은 연마하여 제거한다. 연마에 이어서, 추후 열간압연공정에 의해 상기 판상주괴는 예를 들어 1250℃의 온도에서 스트립으로 형성된다. 이후, 열간압연 도중 상기 스트립의 표면상에 형성된 모든 불순물은 연마나 산세처리(pickling)로써 제거되고, 상기 스트립은 냉간압연(cold rolling)에 의해 0.1mm 내지 0.2mm 범위 내로 될 수 있는 최종두께로 형성된다. 마지막으로, 상기 스트립은 최종 어닐링처리된다. 이 최종 어닐링 동안, 상기 여러 형성공정 도중 생성된 모든 격자결함들이 제거되고 결정 그레인들이 상기 구조 내에 형성된다.

절곡단편(turned parts)을 제조하기 위한 방법은 유사하다. 여기서도, 주괴는 분괴압연되어 정사각형 횡단면의 빌렛(billet)을 생성한다. 이 경우, 소위 분괴압연공정은 예를 들어 1250℃의 온도에서 일어난다. 그리고, 분괴압연 동안 생성된 스케일은 연마에 의해 제거된다. 그리고, 이어서 추후 열간압연공정에 의해 상기 빌렛들은 예를 들어 13mm 이하 직경을 갖는 로드(rod)나 와이어(wire)로 형성된다. 그리고, 상기 재료의 결함이 교정되고 상기 열간압연공정 동안 표면에 형성된 모든 불순물은 플래니싱(planishing) 및 프리터닝(pre-turning)으로 제거된다. 이 경우 역시 상기 재료는 이후 최종 어닐링처리된다.

상기 어닐링공정은 700℃ 내지 1100℃ 범위의 온도에서 행해질 수 있다. 일 구현예에서, 최종 어닐링은 750℃ 내지 850℃의 온도범위로 행해진다. 상기 최종 어닐링처리는 불활성 가스나 수소 또는 진공 중에서 행해질 수 있다.

다른 일 구현예에 있어서, 상기 합금은 최종 어닐링 이전에 냉간성형된다.

본 발명은 도면들을 참조하며 더 상세히 설명된다.

본 발명에 개시된 두 합금과 두 비교합금의 조성들은 표 1에 정리된다.

표 1

합금	Fe	Co (wt%)	Cr (wt%)	Mn (wt%)	Si (wt%)	Al (wt%)	O (wt%)	S (wt%)	Ce (wt%)	Ca (ppm)
1^*	잔량	16.45	2.06	0.06	0.49	0.19	0.0010	＜0.003	0.002	0
2	잔량	16.45	2.05	0.06	0.44	0.17	0.0012	0.028	0.005	2
3^*	잔량	9.20	13.10	0	0	0.26	-	0	0	0
4	잔량	9.25	13.20	0.08	0	0.27	-	0.043	0.1	0

^*본 발명에 개시되지 않음

합금 (1)은 황을 함유하지 않는 비교합금이다. 그러나, 합금 (1)은 Ce를 함유하며 16.45wt% Co와, 2.06wt% Cr과, 0.05wt% Mn과, 0.49wt% Si와, 0.19wt% Al과, 0.0010wt% O와, 0.003wt% 미만의 S와, 0.002wt% Ce 및 나머지 철로 이루어진다.

합금 (2)는 본 발명에 개시된 것이며, 따라서 황 S, 세륨 Ce, 칼슘 Ca를 함유한다. 합금 (2)의 조성은 16.45wt% Co와, 2.05wt% Cr과, 0.05wt% Mn과, 0.44wt% Si와, 0.17wt% Al과, 0.0012wt% O와, 0.028wt% S와, 0.05wt% Ce와, 2ppm Ca 및 나머지 철이다.

합금 (1) 및 (2)의 특성인 전기비저항(specific electrical resistivity) ρ_el, 보자력(coercive field strength) H_c, 160A/cm의 자계강도에서의 포화(saturation) J인 J(160A/cm), 400A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(400A/cm), 최대투자율(maximum permeability) μ_max, 항복강도(yield strength) R_ρ0.2 및 파단점 연신율(elongation at rupture) A_L은 표 2에 정리된다.

표 2

합금	ρ (μΩm)	H_c (A/cm)	J(160) (T)	J(400) (T)	μ_max	R_ρ0.2 (Mpa)	A_L (%)
1^*	0.430	0.90	2.00	2.19	4016	233	22.7
2	0.422	1.18	2.03	2.18	4376	296	22.4

^*본 발명에 개시되지 않음

비교합금 (1)은 전기비저항 ρ_el이 0.430μΩm, 보자력 H_c가 0.90A/cm, 160A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(160A/cm)가 2.00T, 400A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(400A/cm)가 2.19T, 최대투자율 μ_max가 4016, 항복강도 R_ρ0.2가 233Mpa, 그리고 파단점 연신율 A_L이 22.7%인 특성을 갖는다.

본 발명에서 개시된 합금 (2)는 전기비저항 ρ_el이 0.422μΩm, 보자력 H_c가 1.18A/cm, 160A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(160A/cm)가 2.03T, 400A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(400A/cm)가 2.18T, 최대투자율 μ_max가 4376, 항복강도 R_ρ0.2가 296Mpa, 그리고 파단점 연신율 A_L이 22.4%인 특성을 갖는다.

이들 값을 비교하면, 본 발명에 개시되고 황, 세륨 및 칼슘을 함유한 합금 (2)는 황을 함유하지 않은 합금 (1)과 유사한 연자성 특성을 갖는다. 결국, 황은 선행기술에 해당하는 철을 주성분으로 하는 합금에서와 같이 연자성 특성의 저하를 초래하지 않는다.

이들 합금의 피삭성은 전자현미경 및 광학현미경 검사로 조사하였다. 본 발명에 개시된 합금 (2)는 가공시 훨씬 작은 마모를 나타낸다. 마찬가지로, 본 발명에 개시된 합금 (2)의 표면품질은 개선되었다.

또한, 합금 (2)는 에너지분산 X-선분석(energy dispersive X-ray: EDX)을 사용하여 조사하였다. 이 조사에 의하면, 합금 (2)는 미세하게 분포된 황화망간 석출물을 갖는다. 또한, 이 조사에 의하면, 세륨이 이들 석출물의 핵에 위치된다. 따라서, 상기 황화망간 석출물들의 미세한 분포는 세륨의 합금 첨가를 통해 달성된다는 것이 시사된다. 또한, 이러한 황화망간 석출물들의 미세한 분포는 개선된 피삭성의 원인이 되며, 그 자기특성을 저하하지 않는다.

표 1에는 다른 두 합금 (3)(4)의 조성이 정리된다. 합금들 (1)(2)와 비교하여, 합금들 (3)(4)는 더 적은 Co 함량과, 더 큰 Cr 함량 및 더 큰 Al 함량을 갖는다.

합금 (3)은 황을 함유하지 않는 비교합금이다. 합금 (3)은 9.20wt% Co와, 13.10wt% Cr과, 0.26wt% Al 및 나머지 철로 이루어진다.

합금 (4)는 본 발명에 개시된 것이며 따라서 S와 Ce를 함유한다. 합금 (4)의 조성은 9.25wt% Co와, 13.20wt% Cr과, 0.08wt% Mn과, 0.27wt% Al과, 0.043wt% S와, 0.01wt% Ce 및 나머지 철로 이루어진다.

본 발명에 개시된 합금 (2)와 비교하면, 합금 (4)는 더 높은 S 함량과 더 높은 Ce 함량을 갖지만, Ca는 함유하지 않는다.

합금들 (3)(4)의 전기적 자기적 특성이 표 3에 정리된다.

표 3

합금	H_c (A/cm)	H(A/cm)에서의 J (T)				ρ (μΩm)	μ_max
합금	H_c (A/cm)	100A/cm	160A/cm	200A/cm	400A/cm	ρ (μΩm)	μ_max
3^*	1.4	1.68	1.76	1.79	1.82	0.6377	4046
4	1.7	1.68	1.75	1.78	1.81	0.6409	2955

^*본 발명에 개시되지 않음

비교합금 (3)은 전기비저항 ρ_el이 0.6377μΩm, 보자력 H_c가 1.4A/cm, 100A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(100A/cm)가 1.68T, 160A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(160A/cm)가 1.76T, 200A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(200A/cm)가 1.79T, 400A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(400A/cm)가 1.82T, 최대투자율 μ_max가 4066인 특성을 갖는다.

본 발명에 개시된 합금 (4)는 전기비저항 ρ_el이 0.6409μΩm, 보자력 H_c가 1.7A/cm, 100A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(100A/cm)가 1.68T, 160A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(160A/cm)가 1.75T, 200A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(200A/cm)가 1.78T, 400A/cm의 자계강도에서의 포화 J인 J(400A/cm)가 1.81T, 최대투자율 μ_max가 2955인 특성을 갖는다.

합금들 (1)(2)와 마찬가지로, 합금들 (3)(4)의 이들 값을 비교해보면, 황과 세륨을 함유한 본 발명에 개시된 합금 (4)는 황을 함유하지 않은 비교합금 (3)과 유사한 연자성 특성을 갖는다. 이 기본조성에서 황 함량은 다시 한번 선행기술에 해당하는 철을 주성분으로 하는 합금에서와 같이 연자성 특성의 저하를 초래하지 않는다.

합금들 (3)(4)의 강도특성은 표 4에 정리된다.

표 4

합금	R_ρ0.1 (Mpa)	R_ρ0.2 (Mpa)	R_m (Mpa)	A_L (%)	HV	Z (%)	E율 (GPa)
3^*	290	298	493	18.84	151	83.08	132
4	333	341	561	19.3	164	79.94	148

^*본 발명에 개시되지 않음

비교합금 (3)은 인장강도(tensile strength) R_m이 493Mpa, 항복강도 R_ρ0.1이 290Mpa, 항복강도 R_ρ0.2가 298Mpa, 파단점 연신율 A_L이 18.84%, 피라미드 경도(pyramid hardness) HV가 151, 수축율(constriction) Z가 83.08%, 그리고 탄성율(modulus of elasticity)이 132GPa이다.

본 발명에 개시된 합금 (4)는 인장강도 R_m이 561Mpa, 항복강도 R_ρ0.1이 333Mpa, 항복강도 R_ρ0.2가 341Mpa, 파단점 연신율 A_L이 19.30%, 피라미드 경도 HV가 164, 수축율 Z가 79.94%, 그리고 탄성율이 148GPa이다.

이들 값을 비교해보면, 본 발명에 개시된 MnS 석출물을 지닌 합금은 황을 함 유하지 않은 비교합금 (3)보다 더 양호한 기계적 특성을 갖는다. 중간품들은 도 1에 도시된 흐름도로 설명하는 공정에 의하여 본 발명에 개시된 이 합금으로 제조된다.

도 1에 도시된 흐름도에 있어서, 상기 합금은 먼저 용해공정(1)에서 용해된다.

이 합금은 여러 다른 방법에 의해 용해될 수 있다. 예를 들어 대기용해 및 진공유도용해(VIM)를 포함한 현재의 모든 기술이 이론상 가능하다. 또한, 아크로나 유도기술도 사용될 수 있다. 진공산소탈탄법(VOD)이나 알곤산소탈탄법(AOD) 또는 일렉트로슬랙 재용해법(ESR)에 의한 처리는 제품의 품질을 개선한다.

상기 VIM 공정은 상기 합금을 제조하는데 바람직한 방법이다. 왜냐면, 이 공정을 사용함으로써 상기 합금요소들의 함량을 더 정밀하게 설정할 수 있는 한편, 응고된 합금의 비금속 개재물을 회피하기가 더 쉽기 때문이다.

만일 스트립이 추후 단편들로의 프레스를 위해 제조될 경우, 용해공정(1)으로 생성된 주괴는 분괴압연(2)에 의해 판상주괴로 형성된다. 분괴압연은 상기 주괴를 예를 들어 1250℃의 온도에서 열간압연공정에 의해 장방형 횡단면을 지닌 판상주괴로 형성하는 것을 가리킨다. 분괴압연 후, 상기 판상주괴의 표면에 형성된 모든 스케일은 연마(3)에 의해 제거된다. 연마(3)에 이어서, 열간압연공정에 의해 상기 판상주괴는 예를 들어 1250℃의 온도에서 두께 3.5mm의 스트립으로 형성된다. 그리고, 열간압연 도중 상기 스트립의 표면상에 형성된 모든 불순물은 연마처리나 산세처리(5)로 제거되고, 상기 스트립은 냉간압연에 의해 0.1mm 내지 0.2mm 범위 내로 될 수 있는 최종두께로 형성된다. 마지막으로, 상기 스트립은 850℃의 온도에서 최종 어닐링(7) 처리된다. 이 최종 어닐링 동안, 상기 여러 형성공정 도중 생성된 모든 격자결함들이 제거되고 결정 그레인들이 상기 구조 내에 형성된다.

절곡단편들의 제조방법도 유사하다. 여기서도, 주괴는 분괴압연되어(8) 정사각형 횡단면의 빌렛들을 생성한다. 이 경우, 소위 분괴압연은 예를 들어 1250℃의 온도에서 일어난다. 그리고, 분괴압연(8) 동안 생성된 스케일은 연마(9)에 의해 제거된다. 그리고, 이어서 열간압연공정(10)에 의해 상기 빌렛들은 예를 들어 13mm 이하의 직경을 갖는 로드나 와이어로 형성된다. 그리고, 상기 재료의 결함들이 교정되고 상기 열간압연공정 동안 표면에 형성된 모든 불순물은 플래니싱 및 프리터닝으로 제거된다. 이 경우 역시 상기 재료는 이후 최종 어닐링처리된다.

도 2는 본 발명에 개시된 연자성 합금으로 제조된 자심(21)을 갖는 전자기 액츄에이터 장치(20)를 도시하며, 이는 제1구현예에 있어서 본질적으로 16.45wt% Co와, 2.05wt% Cr과, 0.05wt% Mn과, 0.44wt% Si와, 0.17wt% Al과, 0.0012wt% O와, 0.028wt% S와, 0.05wt% Ce와, 2ppm Ca 및 나머지 철로 이루어진다.

제2구현예에 있어서, 상기 자심(2)의 연자성 합금은 본질적으로 9.25wt% Co와, 13.20wt% Cr과, 0.08wt% Mn과, 0.27wt% Al과, 0.043wt% S와, 0.01wt% Ce 및 나머지 철로 이루어진다.

코일(22)은 전류원(23)으로부터의 전류를 공급받으며, 이로써 코일(22)이 여 기될 때 자계가 유도된다. 코일(22)은 자심(21)이 도 2의 파선으로 도시된 제1위치(24)로부터 상기 유도된 자계로 인한 제2위치(25)로 이동되는 방식으로 자심(21) 주위에 위치된다. 본 구현예에 있어서, 제1위치(24)는 폐쇄위치이고 제2위치(25)는 개방위치이다. 결국, 전류(26)는 액츄에이터 장치(20)에 의한 채널(27)을 통해 제어된다.

다른 구현예들에 있어서, 액츄에이터 장치(20)는 스파크점화엔진이나 디젤엔진의 연료분사밸브, 또는 스파크점화엔진이나 디젤엔진의 직접연료분사밸브로 된다.

도 1은 본 발명에 개시된 합금으로부터 중간품을 제조하기 위한 공정의 흐름도.

도 2는 본 발명에 개시된 연자성 합금으로 제조된 자심을 구비한 솔레노이드 밸브.

<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>

20: 액츄에이터 장치, 21: 자심, 22: 코일, 23: 전류원, 24: 자심의 제1위치, 25: 자심의 제2위치, 26: 전류, 27: 채널

Claims

5wt%≤Co≤30wt%, 1wt%≤Cr≤20wt%, 0.1wt%≤Al≤2wt%, 0wt%≤Si≤1.5wt%, 0.017wt%≤Mn≤0.2wt%, 0.01wt%≤S≤0.05wt%, 0wt%≤O≤0.0015wt%와, 0.0003wt%≤Ce≤0.05wt%, 0wt%≤Ca≤0.005wt% 및 나머지 철로 이루어지며, Mn/S＞1.7이고 0.117wt%≤(Al＋Si＋Mn＋V＋Mo＋W＋Nb＋Ti＋Ni)≤5wt%인 연자성 합금.
제1항에 있어서,

0.001wt%≤Ca≤0.005wt%인 것을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

0.001wt%≤Ce≤0.02wt%인 것을 특징으로 하는 연자성 합금.
제3항에 있어서,

0.001wt%≤Ce≤0.005wt%인 것을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

8wt%≤Co≤22wt%의 코발트 함량을 특징으로 하는 연자성 합금.
제5항에 있어서,

14wt%≤Co≤20wt%의 코발트 함량을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

1.5wt%≤Cr≤3wt%의 크롬 함량을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

6wt%≤Cr≤15wt%의 크롬 함량을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

전기비저항 ρ＞0.40μΩm를 특징으로 하는 연자성 합금.
제9항에 있어서,

전기비저항 ρ＞0.60μΩm를 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

항복강도 R_ρ0.2＞280MPa를 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

보자력 H_c＜5.0A/cm를 특징으로 하는 연자성 합금.
제12항에 있어서,

보자력 H_c＜2.0A/cm를 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항에 있어서,

최대투자율 μ_max＞1000을 특징으로 하는 연자성 합금.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조되는 전자기 액츄에이터용 연자성 코어.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조되는 내부연소엔진의 솔레노이드 밸브용 연자성 코어.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조되는 내부연소엔진의 연료분사밸브용 연자성 코어.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조되는 스파크점화엔진의 직접연료분사밸브용 연자성 코어.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조되는 디젤엔진의 직접연료분사밸브용 연자성 코어.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 연자성 합금으로 제조된 요소를 구비한 내부연소엔진의 연료분사밸브.
제20항에 있어서,

상기 연료분사밸브는 스파크점화엔진의 직접연료분사밸브인 것을 특징으로 하는 연료분사밸브.
제20항에 있어서,

상기 연료분사밸브는 디젤엔진의 직접연료분사밸브인 것을 특징으로 하는 연료분사밸브.
제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 의한 합금으로 제조된 전기모터용 연자성 전기자.
초기에 연자성 합금을 용해(1) 및 열간성형(4, 10)함으로써 제작품이 제조되고, 상기 연자성 합금은 5wt%≤Co≤30wt%, 1wt%≤Cr≤20wt%, 0.1wt%≤Al≤2wt%, 0wt%≤Si≤1.5wt%, 0.017wt%≤Mn≤0.2wt%, 0.01wt%≤S≤0.05wt%, 0wt%≤O≤0.0015wt%와, 0.0003wt%≤Ce≤0.05wt%, 0wt%≤Ca≤0.005wt% 및 나머지 철로 이루어지고 이때 Mn/S＞1.7이고 0.117wt%≤(Al＋Si＋Mn＋V＋Mo＋W＋Nb＋Ti＋Ni)≤5wt%이며, 어닐링처리(7, 12)가 행해지는 코발트-철 합금으로 된 중간품을 제조하기 위한 방법.
제24항에 있어서,

상기 어닐링처리(7, 12)는 700℃ 내지 1100℃의 온도범위에서 행해지는 것을 특징으로 하는 방법.
제24항에 있어서,

상기 어닐링처리(7, 12)는 750℃ 내지 850℃의 온도범위에서 행해지는 것을 특징으로 하는 방법.
제24항 내지 제26항 중의 어느 한 항에 있어서,

상기 합금은 상기 어닐링처리(7, 12) 이전에 냉간성형되는 것을 특징으로 하는 방법.
제24항 내지 제26항 중의 어느 한 항에 있어서,

상기 합금은 불활성 가스나 수소 또는 진공 중에서 어닐링처리되는 것을 특징으로 하는 방법.