KR100642328B1

KR100642328B1 - 나노콤포지트자석용 원료 합금, 그 분말 및 제조방법,그리고 나노콤포지트자석분말 및 자석의 제조방법.

Info

Publication number: KR100642328B1
Application number: KR1019990055644A
Authority: KR
Inventors: 사토시히로사와; 히로카주카네키요; 야슈타카시게모토
Original assignee: 가부시키가이샤 네오맥스
Priority date: 1998-12-07
Filing date: 1999-12-07
Publication date: 2006-11-03
Also published as: US6302972B1; CN1144241C; KR20060106971A; CN1257289A

Abstract

본 발명은 결정화 반응열을 조금씩, 그것에 의하여 미세하면서도 동시에 균질한 조직을 갖는 자석분말을 재현성이 양호하게 효율적으로 제조하는 데에 적합한 나노콤포지트(nano composite)자석용 원료합금(분말) 및 그 제조 방법을 제공한다.

일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u로 표시되는 나노콤포지트(nano composite)자석용 원료합금이다. R은 Pr 및 Nd의 어느 한쪽 혹은 양쪽의 원소를 90 원자% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 혹은 Y의 일종 이상의 원소를 0 % 이상 10 % 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이다. 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하고, 게다가, X선 회절에 있어서의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 해당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로(halo)패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만이다.

나노콤포지트자석

Description

나노콤포지트 자석용 원료 합금, 그 분말 및 제조방법, 그리고 나노콤포지트자석분말 및 자석의 제조방법.{raw material alloy for nanocomposite magnet, raw material alloy powder for the nanocomposite magnet, method for preparing the raw material alloy, method for preparing the nanocomposite magnet powder, and method for producing the nanocomposite magnet}

제 1도의 (a)는, 본 발명에 의한 나노콤포지트자석용원료합금을 제조하는 방법에 사용되는 장치의 전체구성예를 도시하는 단면도이고, (b)는, 급랭응고가 행해지는 부분의 확대도이다.

제 2도의 (a) 및 (b)는, 편(片)로울법을 사용하고, 종래와 같은 상압(常壓)분위기(atmosphere) 속에서 상기 합금을 급랭응고한 경우에 얻어지는 합금리번(ribbon)의 모식단면도이고, (c) 및 (d)는, 각각, (a) 및 (b)에 대응하는 도면이고, 급랭응고를 감압 분위기(atmosphere) 속에서 행한 경우 제조되는 합금리번의 모식단면도이다.

제 3도는, 본 발명에 의한 나노콤포지트자석을 제조하는 방법에 사용하는 열처리장치의 예를 도시하는 단면도이다.

제 4도의 (a)는, 제 1의 실시예의 X선 회절 패턴을 도시하는 그래프이고, (b)는 비교례1의 X선 회절 패턴을 도시하는 그래프이다.

제 5도는, 비교례2의 X선 회절 패턴을 도시하는 그래프이다.

제 6도는, 제 2의 실시예의 X선 회절 패턴을 도시하는 그래프이다.

제 7도는, 보자력 및 잔류자속밀도가 미결정(微結晶)화열처리의 온도에 어느 정도 의존하는 가를 도시하는 그래프이다.

제 8도는, 보자력 및 잔류자속밀도가 단위시간당의 처리양에 어느 정도 의존하는 가를 도시하는 그래프이다.

*도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명*

1b, 2b, 8b, 및 9b ..... 분위기개스 공급구

1a, 2a, 8a, 및 9a ...... 개스배기구

1 ...... 용해실 2 ...... 급랭실

3 ...... 용해로 4 ...... 저탕(貯湯)용기

5 ...... 출탕노즐 6 ...... 로트

7 ...... 회전냉각로울 10 ...... 파단기

11 ...... 압축기 21 ...... 용탕(溶湯)

22 ...... 합금박대 23 ...... 합금박편

28 ...... 본체 24 ...... 회전로울

25 ...... 회전로울 26 ...... 후프벨트

27 ...... 접절판

본 발명은, Fe₃B 화합물의 미결정(微結晶) 및 Fe-R-B계 화합물의 미결정이 혼재한 나노콤포지트자석의 제조방법에 관한 것이다. 특히, 나노콤포지트자석을 제조하기 위한 원료합금 및 그 분말, 원료합금의 제조방법, 그리고 나노콤포지트자석분말과 나노콤포지트자석의 제조방법에 관한 것이다. 또, 본 발명은 나노콤포지트자석을 구비한 모터에 관한 것이기도 하다.

Fe₃B/Nd₂Fe₁₄B 나노콤포지트자석은 연자성(소프트자성)인 Fe₃B 미결정과 경자성(하드자성)인 Nd₂Fe₁₄B 미결정이 균일하게 분포하고, 교환상호작용에 의해 양자(兩者)가 전기적으로 결합한 자석이다. 이들 미결정은 나노미터(nm) 오더(order)의 크기를 갖고, 양 미결정상(相)이 복합화한 조직(나노콤포지트조직)을 구성하고 있는 것으로부터 나노콤포지트자석이라고 불리어지고 있다.

나노콤포지트자석은 연자성상을 포함하고 있으면서도, 경자성상과의 자기적결합에 의해 뛰어난 자석 특성을 발휘할 수 있다. 또, Nd 등의 희토류 원소를 포함하지 않는 연자성상이 존재하는 결과, 전체로서 희토류 원소의 함유량이 낮게 억제될 수 있게된다. 이와 같은 것은 자석의 제조 코스트를 낮추고, 자석을 안정적으로 공급하는 데에도 적절하다.

이와 같은 나노콤포지트자석은, 용융시킨 원료합금을 급랭해서, 그것에 의해서 일단 비정질화한 후, 열처리에 의해 미결정을 석출시키는 방법을 채택해서 제조한다.

비정질상태의 합금은 편(片)로울법 등의 멜도스피닝(meldos peening)기술을 채택해서 제작되는 것이 일반적이다. 멜도스피닝(meldos peening)기술은, 회전하는 냉각로울의 외주 표면에 용탕(溶湯)상태의 원료합금을 흘려보내고, 용탕원료합금을 냉각로울과 짧은 시간 접촉시키는 것에 의하여 원재료합금을 급랭·응고시키는 것이다. 이와같은 방법에 의하는 경우, 냉각속도의 제어는 냉각로울의 회전원주속도등을 조절하는 것에 의하여 행하여진다.

응고시, 냉각로울로부터 이탈된 합금은, 원주속도 방향으로 얇고 길게 늘여서 박대(薄帶,얇은 띠)형상으로 된다. 이 합금박대는 파단기에 의해 파쇄하여 얇은 조각으로 만든 후, 분쇄기에 의해 보다 가는 크기로 분쇄하여 분말로 만든다.

그 후, 결정화를 위해 열처리가 행해진다. 이 열처리에 의해서, Fe₃B 미결정(微結晶) 및 Nd₂Fe₁₄B 미결정(微結晶)이 생성되고, 양자는 교환상호작용에 의하여 자기적으로 결합하게 된다.

열처리에 의해서 어떻게 금속조직을 형성할 것인가가 자석 특성을 향상 시키는 데에 중요하다. 그러나, 이 열처리는 제어성 및 재현성의 관점에서 몇 가지 문제점을 가지고 있다. 즉, 비정질원료합금의 결정화 반응으로 단시간에 큰 열이 발생하는 결과, 열처리 장치에 의한 합금온도의 제어가 곤란하다고 하는 문제가 있었다. 특히, 대량의 원료합금분말에 대하여 열처리를 하고자하는 경우, 그 온도제어가 불능상태로 빠지기 쉬웠기 때문에, 소량으로 밖에 원료합금분말에 대하여 열처 리를 할 수 없게되고, 처리율(단위 시간당의 분말 처리양)이 저하된다는 문제가 있었다. 이와 같은 사실은 자석분말의 양산에 큰 장애로 되었다.

본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것이고, 그 주요한 목적은 결정화반응열을 적게하고, 그것에 의하여 미세하고도 균질한 금속조직을 갖는 자석분말을 재현성이 양호하게 효율적으로 제조하는 데에 적합한 나노콤포지트자석용 원료합금(분말) 및 그 제조방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 또 다른 목적은, 자석 성능이 우수한 나노콤포지트자석분말의 제조방법 및 나노콤포지트자석의 제조방법을 제공하는 데에 있다.

그리고 본발명은, 이와 같이 우수한 특성을 가지는 나노콤포지트자석을 구비한 모터를 제공하는 목적도 가지고 있다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석용원료합금은, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u로 나타내어지는 나노콤포지트자석용 원료합금으로서, R은 Pr 및 Nd의 적어도 어느 하나 또는 Pr 및 Nd를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하고, 게다가, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만이다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석용 원료합금분말은, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u로 나타내어지는 나노콤포지트자석용원료합금분말로서, R은 Pr 및 Nd의 적어도 어느 하나 또는 Pr 및 Nd를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하고, 게다가, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만이다.

나노콤포지트자석용원료합금의 제조방법은, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_{100-x-y- z}R_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u로 나타내어지는 나노콤포지트자석용 원료합금으로서, R은 Pr 및 Nd의 적어도 어느 하나 또는 Pr 및 Nd를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하는 나노콤포지트자석 원료합금을 제조하는 방법에 있어서, 상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과 , 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정을 포함하고, 상기 급랭응고공정에 즈음하여 상기 합금의 냉각속도를 조정하는 것에 의하여, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 응고후의 원료합금이 함유하고, 게다가 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만으로 한다.

상기 급랭응고된 원료합금으로부터 분말을 만드는 공정을 거듭 포함하고 있어도 좋다.

상기 급랭응고 공정에 있어서, 상기 합금의 냉각속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶ K /초로 하고, 급랭전(前)의 합금 온도 T_m 에서 400℃ ∼ 800。C 정도의 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것이 바람직하다.

상기 급랭응고 공정은, 감압 분위기(atmosphere) 하에서 실행하는 것이 바람직하다.

상기 감압분위기의 절대압력은 50㎪ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석분말의 제조방법은, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u로 나타내어지는 나노콤포지트자석용 합금으로서, R은 Pr 및 Nd의 적어도 어느 하나 또는 Pr 및 Nd를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하고, 게다가, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트자석용원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 나노콤포지트자석용 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 실시하고, 그것에 의하여, Fe₃B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 공정을 포함한다.

상기 나노콤포지트자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과, 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과, 상기 급랭응고시킨 원료합금을 파쇄(破碎)하는 공정과, 상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고, 상기 급랭응고 공정에 있어서, 상기 합금의 급랭속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶ K/초로 하고, 급랭전의 합금 온도 T_m 에서 400 ∼ 800 ℃ 정도의 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것이 바람직하다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석의 제조방법은, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u로 나타내어지는 나노콤포지트자석용 합금으로서, R은 Pr 및 Nd의 적어도 어느 하나 또는 Pr 및 Nd를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x, y, z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족하고, 게다가, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 나노콤포지트자석용 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 실시하고, 그것에 의하여, Fe₃B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 공정과, 상기 열처리된 원료합금의 분말을 사용하여 성형체를 성형하는 공정을 포함한다.

상기 나노콤포지트자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 원료 합금의 용탕을 형성하는 공정과, 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과, 상기 급랭응고시킨 원료합금을 파쇄(破碎)하는 공정과, 상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고, 상기 급랭응고 공정에 있어서, 상기 합금의 급랭속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶K/초로 하고, 급랭전의 합금 온도 T_m에서 400 ∼ 800 ℃ 정도의 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것이 바람직하다.

상기 용탕을 급랭응고시키는 공정은, 감압 분위기하에서 실행하는 것이 바람직하다.

상기 감압 분위기의 절대압력은 50㎪ 이하로 하는 것이 바람직하다.

바람직한 실시 형태로서는, 상기 성형체를 성형하는 공정과, 상기 열처리후의 원료합금의 분말을 사용하여 본드(bond)자석을 제작하는 공정을 포함한다.

본 발명에 의한 모터는, 상기 나노콤포지트자석의 제조방법에 의하여 제조된 나노콤포지트자석을 구비하고 있다.

본 발명에서는, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u 또는 Fe_100-x-y-z-uR_xB_yCo_zM_u의 어느 하나로 나타내어지는 나노콤포지트자석용 합금의 용탕을 제작한 후, 그 합금용탕을 급랭하여 응고한다.

여기서, R은 Pr 및 Nd의 어느 하나 또는 양쪽 원소를 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소이다. 조성비 x, y, z, 및 u는, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 0.01≤u≤7을 만족한다. 이들의 조성을 한정한 이유에 대하여는 후술한다.

본 발명자는, 합금용탕의 냉각응고의 경우, 그 냉각속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶ K/초로 하는 것이 바람직하다는 것을 발견하기 시작했다. 또, 이와 같은 냉각속도에서 냉각응고한 합금 및 그 분말은 다음에 서술하는 바와 같은 금속글래스 상태로 있는 것을 알았다. 즉, 분말 X선 회절에 있어서 브래그산란 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만이다.

이와 같은 원료합금 또는 그 분말에 대하여 열처리를 실시하면, 그것에 의하여, Fe₃B 미세결정 및 R-Fe-B계 미결정의 결정화가 생기고, 우수한 자석특성을 갖는 나노콤포지트자석구조가 발견되게 된다.

본 발명의 원료합금은, 결정화를 위한 열처리를 받기 전에 금속글래스 구조를 가지고 있고, 먼거리의 주기적 질서성을 나타내고 있지 않는 것이 분말 X선 회절로부터 확인되고 있다. 본 발명자의 실험에 의하면, 합금용융의 냉각속도를 전술한 바대로 조절하는 것에 의하여 상기 준안정상(Z)를 포함하는 금속글래스 상태의 합금을 형성하는 것이 가능하고, 그 후의 열처리에 의하여 극히 우수한 자기특성이 발휘되는 것으로 된다.

본 발명의 금속글래스 합금을 채택하여 제조한 자석이 자석특성이 우수한 첫 번째 이유는, 상술한 금속글래스 상태로 있는 합금 중에서, Fe₃B 등의 결정성장에 필요한 미소 전구체(엠브리오)가 고밀도로 분산해 있기 때문이라고 여겨진다. 그 때문에, 열처리를 행하면, 합금중에 존재하는 다수의 전구체가 나타내는 짧은거리 질서를 핵으로해서 결정성장이 진행되고, 그 결과, 미세하면서도 균질한 결정조직이 형성되는 것으로 된다. 또 Fe₃B의 결정화가 극히 짧은 범위의 원자 확산에 의해 진행하기 때문에 그 결정화를 비교적 낮은 온도로 달성하는 것이 가능하게 된다는 이점도 있다.

Fe₃B의 결정화는 590℃ ∼ 600 ℃의 온도에서 생성된다. 그 결정화의 진행에 수반하여, Nd 등의 희토류 원소가 Fe₃B 주위의 비정질영역으로 들어가고, 그 부분의 조성이 Nd₂Fe₁₄B에 근접한다. 그 결과, Nd₂Fe₁₄B는 복잡한 구조를 가지는 3원소 화합물임에도 불구하고, 먼거리의 원자 확산을 필요로 하는 것이 아니고, 결정화 된다. Nd₂Fe₁₄B가 결정화되는 온도는 Fe₃B의 결정화가 완료하는 온도보다도 약 20 ∼ 90 ℃정도 높은, 약 610 ∼ 690 ℃이다.

이와 같은 본 발명에 의한 원료합금에서는, Fe₃B의 결정화로 Nd₂Fe₁₄B의 결정화를 다른 온도 범위에서 따로따로 실행하기 때문에, 결정화에 수반되는 큰 반응열이 단시간에 생성하는 것이 아니고, 20nm 정도의 미세한 금속조직을 재현성이 양호하게 생성하는 것이 가능하다. 이것은, 금속결정화를 위한 열처리 공정을 제어하는데 있어서 중요하다. 즉, 큰 반응열을 수반하는 결정화가 일거에 진행해 버리면, 금속의 온도를 소정의 범위 내에 제어할 수가 없게 되기 때문이다.

준안정상(Z)는, 그 실제의 구조가 아직 확인되어 있지 않지만, X선 회절에서 특정위치에 급격한 회절선 피크를 갖기 때문에, 그 존재를 정량적으로 파악할 수가 있다. 준안정상(Z)는 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 해당하는 위치에 예리한 브래그산란 피크를 나타낸다. 또, 0.417±0.005nm의 결정면 간격 및 0.267nm±0.005nm의 결정면 간격에 해당하는 위치에도, 거의 동일한 레벨의 브래그산란 피크를 나타내는 경우도 있다. 또, 이들에 덧붙여 0.134nm±0.005에도 브래그피크를 나타내는 경우도 있다.

이들 중에 결정면 간격 d = 0.179±0.005nm 및 d = 0.267nm±0.005nm 의 피크는 각각Fe₂₃B₆ 의 (006) 및 (400)에 대응시킬 수 있다. 즉, 준안정상(Z)는 단일의 상이 아니라, 복수의 상인 경우도 있다.

급랭응고 후에 합금중에 존재한 준안정상(Z)는, 자석화를 위해 열처리에 의해 열분해해서 최종적으로는 준안정상 Fe₃B를 생성하는 것으로 생각할 수 있다. 이 과정은, Fe₃B의 불균일핵의 생성이 가장 빈번하게 생기는 온도보다도 낮은 온도이고, 비교적으로 넓은 범위의 온도로서 진행한다고 생각할 수 있다.

준안정상(Z)는 급랭응고시의 냉각속도가 비교적 작은 경우에 응고 박대(薄帶)의 표면부근에 형성되고, 냉각속도가 종래의 급랭응고 방법의 경우와 같이 큰 경우에는 생성되지 않는 특징이 있다. 본 발명에서는, 준안정상(Z)를 적절한 양으로 생성하기 위해 냉각속도를 조정하고 있다. 즉, 본 발명에서는 적절한 냉각속도를 결정하는 경우의 지표로서, 준안정상(Z)의 존재를 이용하고 있다. 합금의 조성을 변경하거나, 냉각장치를 변경한 경우에도, 준안정상(Z)의 생성량을 기초로 냉각속도를 다시 설정한다면, 본 발명인 원료합금으로서 최적의 상태의 것을 간단히 얻을 수 있다. 여전히, 준안정상(Z) 자체가 미결정화로되어 큰 역할을 할 수 있을지 어떨지는 불명확하다. 단, 준안정상(Z)가 있는 비율로 형성되도록 급랭조건을 제어한다면, 그 후의 열처리에서 높은 자기특성을 얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.

이하에서는, 냉각속도가 소정범위에서 벗어난 경우에 무엇이 생성되는지를 설명한다.

급랭속도가 지나치게 빠르면, 합금은 거의 완전한 비정질 상태로 된다. 그 경우, Fe₃B의 불균일핵이 생성하는 사이트의 수가 지극히 적기 때문에, 뒤의 열처리에 의해서 Fe₃B의 결정립(結晶粒)이 크게 성장하는 것으로 된다. 그 결과, 미세한 결정조직을 형성할 수 없고, 보자력(保磁力)등이 저하되어, 우수한 자기특성이 발휘되지 않게된다.

이와 같이 냉각속도가 지나치게 빠른 경우, 준안정상(Z)의 생성이 억제된다. 그 존재 비율을 X선 회절에 의한 브래그산란 피크의 강도로서 평가하면, 준안정상(Z)에 의한 브래그 산란 피크 강도는 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만이고, 거의 대부분 관찰되지 않는 레벨에 있다. 이 경우, Fe₃B 결정화를 위한 핵을 발생하기 위해 큰 구동력이 필요로 하고, 결정화반응 온도가 고온쪽으로 이동한다. 하지만, 그 경우 시작되면, 결정화반응이 폭발적으로 진행하기 때문에, 단시간에 대량의 열이 발생해서 원료합금온도가 높게 된다. 그 결과, 원자확산이 고속으로 생성되는 레벨에까지 원료합금온도가 상승해서 반응공정의 제어성을 상실하고, 조대(粗大)한 금속조직밖에 얻을 수 없게 되어 버린다.

상기 결정화를 위한 열처리를 연속열처리법을 이용해서 행하는 경우, 단위시간당의 원료합금분말 공급량을 낮게 억제하고, 결정화 반응열이 열확산에 의해서 주변으로 빠르게 보내지도록 할 필요가 있다. 연속 열처리법에 대신하여 배치(batch) 처리법에 의하는 경우에도 같은 이유로하여 원료합금분말의 처리량을 크게 제한할 필요가 있다.

다음으로, 냉각속도가 지나치게 늦는 경우를 설명한다.

냉각속도가 지나치게 늦어지면, 주기적인 규칙성이 넓은 범위에 걸쳐 형성된다. 많은 경우 안정상인 Fe가 결정화되어버린다. 이와 같이 냉각속도가 지나치게 늦어면, 결정상(結晶相)의 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴에 이중으로 관찰되게된다. 체심입방형 Fe의 최강선(最强線)인 (110) 브래그산란 피크가 면간격 0.203 nm의 위치에 괸측되고, 그 강도가 할로패턴의 최고강도의 5%이상으로 되는 경우, 「냉각속도는 지나치게 늦다」고 판단할 수 있다. Fe은 생성시점에서는 고온상의 감마철일 가능성이 있으나, 실온에서는 체심입방철로 변한다.

마지막으로, Fe의 결정핵이 생성되는 동안에는 냉각속도가 느리지 않지만, 바람직한 냉각 속도에 도달하지 않는 경우를 설명한다. 이 경우, 결정핵 전구체(엠브리오)가 대체로 큰 조직으로 성장해버리기 때문에 뒤의 열처리 공정에서 미세한 결정조직을 형성할 수가 없게된다. 이 경우의 합금은 준안정상(Z)를 많이 포함하고 있고, 분말 X선 회절에 의하면, 준안정상(Z)의 브래그반사 피크의 강도가 극히 높게 되고, 할로패턴의 최고강도의 200%를 초과한다.

이와 같이 준안정상(Z)의 비율이 대단히 큰 상태의 원료합금은, 뒤의 열처리에 의해 조대(粗大)한 금속조직밖에 생성할 수 없게된다. 그 이유는 Fe₃B의 핵발생사이트가 감소하는 것과 함께, 평형상인 Fe의 결정립 성장이 우선적으로 생성되기 때문이다. 열처리후의 금속조직이 조대화하면, Fe₃B와 Fe의 자화방향과 Nd₂Fe₁₄B의 자화방향과의 사이에 교환상호작용이 개입된 자기적결합이 불충분해진다. 그 결과, 본래의 나노콤포지트자석이 갖는 높은 자기적 특성을 발현시킬 수 없게된다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석용 합금의 특질을 정리하면, 하기(下記)와 같다.

1. Fe₃B의 결정화가 극단(極短)범위의 원자확산으로 진행되기 때문에, Fe₃B의 결정화가 비교적 낮은 온도로 개시된다. 그 결과, 결정화반응속도가 과도하게 빠르게되는 경우는 없다.

2. Fe₃B의 결정화핵이 고밀도로 분산되고, 또한 열평형상이 조대하게 결정화되지 않기 때문에 미세한 결정화금속조직을 형성할 수가 있다.

3. 큰 결정화반응열을 수반하지 않고, 결정화를 제어성이 양호하게 실행시키는 것이 가능하도록된다. 그 결과, 자석특성을 열화(劣化)시키지 않고, 열처리공정으로 원료분말처리량을 증대시키는 것이 가능하다.

4. Fe₃B의 결정화에 필요한 결정핵이 원료합금중에 고밀도로 존재하기 때문에, 자석화 열처리에 의한 미세하고도 균일한 금속조직을 형성할 수가 있다. 이것 은 높은 자석특성의 발현을 가능하게한다.

냉각속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶ K/초로하기 위해서는, 회전하는 냉각로울의 외주표면에 용탕을 접촉시켜서 급속하게 발열시키고, 용탕의 일부를 고속응고시키는 것과 함께, 고속응고에 의해 생성된 합금박대(薄帶)를 신속하게 용탕에서 빼내는 것이 필요하다. 그렇게함으로서 용탕에서 합금박막으로의 열의 유입을 차단하고, 그리고 발열하는 것이 가능하다. 이것에 의해, 합금박대중에서 결정화상(結晶化相)의 상태변화 또는 과도한 구조완화가 발생하는 것을 저지할 수 있다. 게다가, 적당한 구조완화는 준안정상을 위해서 필요하다.

이와 같은 고속 응고를 공업적 및 정상적으로 안정한 상태로 행하기 위해서는, 회전하고 있는 로울에 대하여 단위시간당 일정량의 용탕을 공급할 필요가 있다. 그를 위해서는, 용탕의 공급원과 로울 표면의 사이에 용탕의 발(공급원(reservoir)으로서의 역할을 한다)을 안정적으로 형성시키는 것이 바람직하다. 이와 같은 용탕의 발은, 예를 들면 융점 이상으로 가열한 노즐구멍을 통해서 일정범위내의 압력으로 용탕을 정류해서 분사하면 형성할 수 있다 (제 1의 급랭응고 방법). 이렇게 하여 형성된 용탕의 발은 그 형상이 용탕의 표면장력에 의해 유지되고, 통상 패들(paddle) 또는 풋(foot)이라고 칭한다.

용탕의 발을 형성하는 방법은 다른 것에도 있다. 예를 들면, 회전하는 냉각로울의 외주근처에 내화물을 배치하고, 내화물과 로울표면과의 사이에 상방(로울표면의 이동 방향)에 개방된 공간을 형성한다. 이 공간 내에 용탕을 붓고 탕(湯)발을 생성하는 것에 의해 로울 외주면에 용탕을 접촉시키고, 회전하는 로울 외주면상에 용탕의 급랭응고물을 생성시킨다 . 이 응고물을 로울외주면과 함께 상방으로 이동시켜서 탕발에서 당겨올리는 방법에 의하여도 달성된다 (제 2의 급랭응고 방법).

다음으로 제 3의 급랭응고방법을 설명한다. 우선, 한쌍의 로울을 외주면이 서로 대향하도록 설치하고, 양 로울 간에 좁은 간극(間隙)을 설정한다. 이 간극을 로울 측면에서 끼워넣을 수 있도록 하여 내화물벽을 배치하고, 이들에 의해서 상방에 개방된 공간을 형성한다. 이 간극 공간내에 정상적으로 용탕을 붓고, 회전하는 로울표면에 용탕을 접촉시키는 것에 의해서 급랭응고물을 생성한다. 이 때, 로울간의 간극 부분으로 로울 표면이 하방으로 향하도록 로울을 회전시키고, 로울간의 간극에서 하방으로 향하게하여 급랭응고물을 배출한다. 제 3의 급랭응고방법에서는, 수대의 회전로울을 더욱 하방으로 설치하여, 다단계로 발열하는 것도 가능하다.

상기의 각 급랭방법에 대하여, 용탕발의 생성을 필요로 하지 않는 방법도 있다. 그것은, 회전하는 로울을 향해서 용탕의 분무류를 발산하고, 급속하게 응고시키는 방법(제 4의 급랭응고 방법)이다. 하지만, 이와 같은 방법에서는, 로울 표면으로 흘러내리는 용탕 액적(液滴)의 체적 및 속도에 의존해서 급랭응고 속도가 변화해버린다. 게다가, 용탕액적의 체적 및 속도는 수배 ∼ 수십배의 범위로 분포하기 때문에, 전술한 제1 ∼ 제3의 급랭응고방법과 비교하여 급랭속도의 분포범위가 넓게 되는 경향이 있다. 그 결과, 조업(操業)조건의 설정을 경험적으로 결정할 필요가 있다.

더욱이, 상기의 급랭응고방법에서는, 어느 경우에 있어서도 로울내부에 물 등을 흘리는 것 등에 의하여 로울 자체를 냉각시켜서, 로울 외주의 온도를 일정하게 유지하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 급랭전의 합금온도(용탕온도) T_m에서 400℃ ∼ 800。C정도의 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시킨다. 상기의 회전로울을 사용하는 어느 방법에 있어서도, 용탕의 발과 로울외주면과의 접촉길이는 공학적 관점에서 어떤 일정치 이상으로 하는 것이 곤란하다. 즉, 제1의 급랭응고 방법의 경우 용탕발의 크기를 어떤 일정범위 이상으로 하면, 용탕발의 생성상태가 불안정해지고, 정상상태를 유지할 수 없게된다. 제2의 급랭응고방법에서는, 용탕발을 위한 공간을 마련하기 위해, 이 상한치는 얼마간 완화되지만, 로울과 용탕과의 접촉길이가 길어지면, 응고물에 용탕에서의 열의 유입이 계속되기 때문에, 응고물의 구조에 변화가 생성되게 된다. 이러한 관점에서, 공업적 조작에 있어서 접촉길이를 약 5nm 이상 50nm 이하로 하는 것이 바람직하다.

로울표면의 이동 속도는, 상기 접촉길이를 규정하는 접촉 영역내에 있어서 희망하는 냉각 속도를 달성하도록 조정된다. 바람직한 로울표면의 이동속도는 제 1의 급랭응고방법의 경우 6∼20 m/초 정도이고, 제 2의 급랭응고방법의 경우 2 ∼ 8 m/초 정도이다. 따라서, 접촉 길이가 10mm, 표면속도가 6 m/초인 경우, 1200。C에서 800 ℃까지 냉각하면, 2.4×10⁵ K/초의 냉각속도를 얻을 수 있게된다.

냉각조건 및 용탕과 로울과의 접촉길이로부터 요구되는 최저의 로울 표면속도는, 예를 들면 접촉길이 5mm의 경우, 1200 ℃에서 800 ℃까지의 폭 400K의 온도 구간을 최저 냉각 속도 5×10⁴K/초로 냉각하는 조건에 해당한다. 접촉시간은 400K÷5×10⁴K/초에서 8밀리초인 것이 요구되기 때문에, 최저 로울 표면속도는 5mm÷8mm초에서 약 0.63m/초로 된다. 한편, 최고의 로울외주 속도는, 예를 들면 접촉길이 50mm로 1200 ℃에서 400 ℃까지의 폭 800K의 온도구간을 5×10⁶K/초로 냉각한느 것에 해당하고, 마찬가지로 하여, 312.5m/초로 된다.

로울표면속도가 늦어면, 용탕공급율 변동의 영향을 받기 쉽기 때문에 바람직하지 않다. 또, 로울표면속도가 지나치게 빠르면, 용탕발을 교란해서 정상상태의 유지가 곤란하게되는 것 외에, 로울이 고속회전에 의한 원심력에 견디도록 기계강도를 높일 필요가 생기기 때문에, 바람직하지 않다. 따라서, 상술한 바와 같이, 안정된 공업적조작을 실현하기 위해서는, 제 1의 급랭방법에서는 통상 6 ∼ 20m/초 정도, 제 2의 급랭방법에서는 2 ∼ 8 m/초 정도가 바람직하다.

냉각속도 5×10⁴K/초 ~ 5×10⁶K/초로 상술한 방법에 의해 얻어진 합금의 두께는, 통상 70 ∼ 300 ㎛ 정도의 범위내이다. 급랭응고에 있어서 응고계면의 이동속도는 용탕과 로울표면과의 전열계수에 의해 변화하지만, 본 합금계에서는 50mm/초 ∼100mm/초 정도이다. 따라서, 합금박대의 두께는, 예를들면 접촉길이가 10mm로 표면속도 6 m/초로 1200℃ 에서 800℃까지 냉각하면, 접촉시간이 0.167밀리초가 되기 때문에, 약 80㎛ ∼ 170㎛이다.

이하에서는, 도면을 참조하면서, 본 발명의 실시형태를 설명한다.

[ 원료합금 및 그 분말의 제조방법]

본 실시형태에서는, 도1 (a) 및 (b)에 도시한 장치를 사용하여 원료합금을 제조한다. 산화하기 쉬운 희토류원소를 포함하는 원료합금의 산화를 방지하기 위해, 불활성개스 분위기(atmosphere) 속에서 합금제조공정을 실행한다. 불활성개스로서는, 헬륨 또는 아르곤 등의 희귀 개스를 사용하는 것이 바람직하다. 질소는 희토류원소와 반응하기 쉽기 때문에, 불활성개스로 사용하는 것은 바람직하지 않다.

도 1의 장치는, 진공 또는 불활성개스 분위기를 보지(保持)하고, 그 압력을 조정하는 것이 가능한 원료합금의 용해실(1) 및 급랭실(2)를 구비하고 있다.

용해실(1)은, 희망하는 자석합금 조성이 되도록 배합된 원료(20)를 고온에서 용해하는 용해로(3)와, 저부(低部)에 출탕(出湯)노즐(5)을 갖고 있는 저탕용기(4)와, 대기의 진입을 억제하면서 배합원료를 용해로(3)내에 공급하기 위한 배합원료 공급장치(8)를 구비하고 있다. 저탕용기(4)는 원료합금의 용탕(21)을 저장하고, 그 출탕온도를 소정의 레벨로 유지할 수 있는 가열장치(도시 생략)를 구비하고 있다.

급랭실(2)은, 출탕노즐(5)에서 나온 용탕(21)을 급랭응고하기 위한 회전냉각로울(7)과, 이것에 의해 급랭응고된 원료합금을 급랭실((2)에서 파쇄하는 파단기(10)를 구비하고 있다. 이 장치에 의하면, 용해, 출탕, 급랭응고, 파단등을 연속이면서도 평행하게 실행할 수가 있다. 이와 같은 장치는, 예를 들면 특허평 8- 277403호 공보에 상세하게 기재되어 있다.

이 장치에 있어서는, 용해실(1) 및 급랭실(2)내의 분위기(atmosphere) 및 그 압력이 소정의 범위로 제어된다. 그러하기 때문에, 분위기(atmosphere) 개스 공급구(1b, 2b, 8b, 및 9b)와 개스 배기구(1a, 2a, 8a, 및 9a)가 장치의 적절한 곳에 마련되어 있다.

용해로(3)는 기울일 수 있고, 로트(6)를 개재(介在)하여 용탕(21)을 저탕용기(4)내에 적당히 부어넣는다. 용탕(21)은 저탕용기(4) 안에서 가열장치(도시 생략)에 의해 가열된다.

저탕용기(4)의 출탕노즐(5)은, 용해실(1)과 급랭실(2)과의 칸막이 벽에 배치되고, 저탕용기(4)내의 용탕(21)을 하방에 위치하는 냉각로울(7)의 표면으로 흘러내리게한다. 출탕노즐(5) 구멍의 지름은, 예를들면 0.5 ∼ 2.0mm이다. 용탕(21)의 점성이 큰 경우, 용탕(21)은 출탕노즐(5)내를 흘러내리기 어렵게 되지만, 용해실(1)과 급랭실(2)과의 사이에 적당한 크기의 압력차를 형성하는 것에 의해서, 용탕(21)의 출탕을 부드럽게 실행할 수가 있다.

냉각로울(7)의 표면은 예를 들면 크롬도금층으로 입혀져있고, 냉각로울(7)의 직경은 예를 들면 300mm ∼ 500 mm이다. 냉각로울(7) 내에 마련된 수냉장치의 수냉능력은, 단위시간당의 응고잠열과 출탕량에 대응해서 산출되고, 조절된다.

본 장치에 의하면, 예를 들면, 합계 20 kg의 원료합금을 10 ∼ 40 분간 급랭응고시킬 수 있다. 이렇게하여 형성된 합금은, 파단전에는, 두께:70 ∼ 150 ㎛, 폭: 1.5 ∼ 6 mm의 합금박대(합금리번(ribbon))(22)이지만, 파단장치(10)에 의해 길이 2 ∼ 150mm 정도의 합금박편(23)으로 파쇄된 후, 회수기구부(9)에 의해 회수된다. 도시하고 있는 장치예에서는, 회수기구부(9)에 압축기(11)가 구비되어 있고, 그것에 의해, 박편(23)을 압축할 수가 있다.

다음은, 도 1의 장치를 이용한 원료합금의 제조방법을 설명한다.

우선, 일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y, Fe_100-x-y-zR_xB _yCo_z, Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u또는 Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u 중의 어느 것인가로 표시되는 나노콤포지트자석용합금(21)을 제작하고, 용해실(1)의 저탕용기(4)에 저장한다. 여기서, R, M, 조성비 x, y, z 및 u의 범위등은 전술한대로 이다.

다음으로, 이 용탕(21)은 출탕노즐(5)에서 수냉로울(7) 상에 출탕되고, 수냉로울(7)과의 접촉에 의해 급랭되어, 응고한다. 급랭응고 방법으로서는, 급랭속도의 정밀도가 높은 제어가 가능한 방법을 채용할 필요가 있고, 본 실시형태에서는 액체급랭법의 하나로 어떤 편로울법을 채용하고 있다. 급랭응고를 위해, 이 외에 개스아토마이저(gas atomizer)법을 채용하는 것도 가능하지만, 이 방법에 의하면 냉각 속도가 분말입자의 지름에 크게 의존해서 변화하고, 적절한 냉각속도를 경과난 분말입자의 수율(收率)을 높이지 않기 위해서 본 발명에서는 부적당하다.

본 실시 형태에서는, 용탕(21)의 냉각응고에 즈음하여, 냉각속도를 5×10⁴K/초 ∼ 5×10⁶K/초로 한다. 이 냉각속도로 합금의 온도를 ΔT₁ 정도 낮은 온도로 저하시킨다. 급랭전의 합금용탕(21)의 온도는 융점 T_m에 근접하는 온도 (예를 들면 1200 ∼ 1300℃)에 있기 때문에, 합금의 온도는 냉각로울(7) 상에서 T_m에서 (T_m- ΔT₁)까지 저하한다. 본원 발명자의 실험에 의하면, 최종적인 자석특성을 향상시키고자 하는 관점에서 ΔT₁은 400℃ ∼ 800℃의 범위내에 있는 것이 바람직하다.

합금의 용탕(21)이 냉각로울(7)에 의해 냉각되는 시간은, 회전하는 냉각로울(7)의 외주표면에 합금이 접촉할 때부터 떨어질 때까지의 시간에 상당하고, 본 실시형태의 경우는 0.5 ∼ 2 밀리초이다. 그 사이에, 합금의 온도는 다시 한번 ΔT₂ 정도 저하하고, 응고한다. 그 후, 응고한 합금은 냉각로울(7)로 부터 떨어져나가고, 불활성분위기 속을 비행한다. 합금은 박대상(薄帶狀)으로 비행하고 있는 동안에 분위기(atmosphere) 가스에 열을 빼앗기는 결과, 그 온도는 (T_m - ΔT₁ - ΔT₂)으로 저하된다. ΔT₂는 장치의 사이즈와 분위기(atmosphere) 개스의 압력에 의해 변화하지만, 약 100℃ 또는 그 이상이다.

본 실시형태에서는, 합금박대(22)의 온도가 (T_m- ΔT₁- ΔT₂)로 된 단계에서 장치내에서 빠르게 분쇄공정을 실행하고, 그기에서 합금박편(23)을 제작한다. 그것을 위해, (T_m- ΔT₁- ΔT₂)가 합금의 글래스화 온도 T_g보다도 낮게 되도록, (ΔT₁ + ΔT₂)의 크기를 조정하는 것이 바람직하다. 만약, (T_m - ΔT₁- ΔT₂)≥T_g 이라면, 합금이 연화(軟化)한 상태로 있게되어, 그 파단이 곤란하게되기 때문이다. 응고합금의 파단·분쇄공정을 다른 공정의 장치로 별도로 실행하는 경우에는,합금온도가 실온정도로 낮추기위해, (ΔT₁+ ΔT₂)의 크기를 고려할 필요는 없다.

더욱이, 급랭실(2)내의 절대압력은 50 ㎪ 이하로 설정하는 것이 바람직하고, 2 ∼ 30 ㎪의 범위내에 설정하는 것이 보다 바람직하고, 3 ∼ 10 ㎪의 범위내에 설정하는 것이 더욱 더 바람직하다. 이와 같은 감압상태에서 용탕(21)을 냉각로울(7)상으로 흘러내리게하면 용탕(21)의 냉각속도를 종래보다 낮게 해도 냉각상태가 균일화되고, 표면형상이 우수한 합금박대(22)를 얻을 수 있기 때문이다. 이것에 대하여, 상압(常壓)분위기(atmosphere) 속에 있어서, 본 실시형태와 같은 느린 외주속도로 회전하는 냉각로울 상에 용탕(21)을 흘려내리면, 합금박대(22)의 표면형상이 열화(劣化)해버리는 염려가 있다.

더욱이, 본 발명에서는, 편로울법을 사용하고, 종래와 같이 상압(常壓)분위기(atmosphere) 속에서 상기 합금을 급랭응고하면, 합금용탕과 로울 외주와의 사이에 분위기개스가 빨려들어가고, 분위기개스가 빨려들어간 부분에서의 냉각이 불충분하게 되는 결과, 급랭응고된 합금박대[합금리번(ribbon)]의 특성이 부분적으로 열화(劣化)되어버리는 것을 발견하기 시작했다. 이하에서는 도면을 참조하여 이 현상을 설명한다.

도2 (a) 및 (b)는, 편로울법을 사용하고, 종래와 같이 상압(常壓)분위기(atmosphere) 속에서 상기 합금을 급랭응고 한 경우에 얻을 수 있는 합금리번(ribbon)(101:102)의 단면을 모식(模式)적으로 도시하고 있다. 도 2(a)는, 로울 외주가 비교적 느린 경우(로울원주속도: 10 m/초 미만), 도 2(b)는, 로울외주가 비교적 빠른 경우 (로울원주속도: 10 m/초 이상)를 도시하고 있다. 로울 외주속도가 느린 경우는 형성되는 합금리번(ribbon)(101)은 상대적으로 두껍고, 로울원주속도가 빠른 경우는 형성되는 합금리번(ribbon)(102)은 상대적으로 얇다. 도 2(a) 및 (b)의 어느 것의 경우도, 합금리번(ribbon)(101:102)의 하면(下面), 즉, 냉각로울과 접촉하고 있던 면에는 복수의 요부(105)가 형성되어있다. 이러한 요부(105)는, 합금용탕과 로울외주면과의 사이에 분위기(atmosphere) 개스가 빨려들어간 결과 생긴 것이다. 합금리번(ribbon)(101:102)의 요부에 있어서는, 냉각로울에 의한 냉각이 불충분하게 행해질 뿐아니라, 다른 부분에 비교해서 냉각속도가 국소적으로 늦어지고 있다. 특히, 도 2(a)의 경우, 원래 냉각속도가 비교적 느리게 설정되어 있기 때문에, 합금리번(ribbon)(101)의 요부(105)에서는, 그 부분의 냉각속도가 바람직한 범위에서 벗어나며, α-Fe상(106)이 생성되어버린다. 이 α-Fe상(106)은, 열처리후에도 사라지지 않고, Fe₃B/Nd₂Fe₁₄B계 나노콤포지트자속의 특성을 열화시킨다. 이것에 대하여, 도 2(b)의 경우는, 로울외주 속도가 빠르고, 합금은 전체로서 빠르게 냉각되고 있다. 이 때문에, 합금리번(ribbon)(102)의 요부(105)에 있어서는 α-Fe상은 거의 생기지 않고, 그 대신에 후술하는 준안정상(Z)가 요부 근방에서 생성되고 있다고 생각되어진다.

도 2(c) 및 (d)는, 각각, 도 2(a) 및 (b)에 대응하는 도면이고, 급랭응고를 감압 분위기(atmosphere) 속에서 행하는 경우에 제작되는 합금리번(ribbon) (103:104)의 단면을 도시하고 있다. 도 2(c) 및 (d)의 어느 것의 경우도, 합금리번(ribbon)(103:104)의 하면, 즉, 냉각 로울과 접촉하고 있던 면에는 요부가 형성되고 있지 않다. 이것은, 합금용탕과 로울외주면과의 사이에 분위기개스가 거의 빨려들지 않고, 합금용탕이 로울외주면과 균일하게 접촉되어 있기 때문이다. 이 결과, 로울외주속도를 낮게 하여, 냉각속도를 저감한 경우라도, 도 2(c)에 도시한 바와 같이, 합금리번(ribbon)(103)의 표면 형상은 열화되지 않고, 또, α-Fe상의 생성도 억제 되고 있다. 한편, 도 2(d)의 경우, 합금은 균일하게 냉각되어 있지만, 냉각속도 자체가 빠르기 때문에, 후술하는 준안정상(Z)는 거의 생성되지 않고 있다.

이와 같이, 합금용탕과 냉각로울과의 사이에 있는 분위기개스의 빨려들어감을 억제하기 위해서는, 급랭실의 절대압을 50㎪이하로 하는 것이 바람직하고, 30㎪ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 절대압력의 바람직한 범위의 하한은 1㎪정도이다. 분위기개스의 빨려들어감 방지를 위해서는 이 이상의 낮은 압력으로 셋팅하는 의의는 거의 없기 때문이다.

또, 본실시형태와 같이, 급랭응고공정의 뒤를 이어서 파쇄장치에 의한 응고합금의 파쇄공정을 빠르게 실행하면, 긴 합금리본의 형상으로 냉각로울에서 나온 급랭합금을 비교적 좁은 공간내에서 간단하게 회수할 수가 있다. 급랭응고 장치와 파쇄장치를 별도의 구성으로 하면, 일단 급랭합금을 긴 박대로 늘어난 상태로 수납할 필요가 생긴다.

파단장치에 의해 파쇄된 합금박편을 공지의 기계적분쇄장치에 의해 다시한번 분쇄하면, 열처리공정과 그 후의 성형공정에 적합한 크기의 합금분말을 제작할 수가 있다. 본 실시 형태에서는, 파워밀(power mill)장치로 약 850㎛이하로 될 때까지 합금을 조분쇄(粗粉碎)한 후, 핀디스크밀(pindisk mill)장치에 의해서 입자의 크기가 약 150㎛이하로될 때까지 분쇄한다.

[나노콤포지트자석분말의 제조방법]

이하에서는, 도 3을 참조하면서, 상기 원료합금분말에 대하여 행하는 열처리방법을 설명한다.접

도 3은, 후프벨트를 사용한 분말소성로(燒成爐)를 도시하고 있다. 이 장치는, 본체(28)에 의해 회전 가능하게 지지되는 회전로울(24,25)과, 회전로울(24,25)의 회전에 의해서 한방향으로 소정의 속도로 구동되는 후프벨트(26)를 구비하고 있다. 원료합금의 분말은 후프벨트(26) 상의 원료피드(feed)위치(A)에 공급되고, 그림에서 좌측으로 운반된다. 후프벨트(26)상으로 공급된 분말은, 상기 후프벨트와 약각 이격된 상부에 설치된 접절판(摺切板)(27)에 의해 평탄하게 되고, 그것에 의해 분말의 높이가 일정 레벨 이하(예를 들면 높이 2 ∼ 4mm)로 조정된다. 그 후, 분말은 금속튜브로 들러싸인 가열존으로 들어가고, 거기에서 미결정(微結晶)화를 위해 열처리를 받는다. 가열존(예를 들면 길이 1100mm)내에는, 예를 들면 3존에 걸쳐 히터(도시 생략)가 배치되어 있다(1존의 길이는 예를 들면 300mm). 분말은 가열존 내를 이동하면서, 열처리를 받도록 되어 있다. 가열존의 후단에는, 예를 들면 길이 800mm의 냉각존(C)이 존재하고, 분말은 수냉된 금속관내를 통과하는 것에 의하여 냉각된다. 급랭된 분말은, 회전 로울(25)의 좌측 하방에서 회수장치(도시 생략)에 의해 회수된다.

이 열처리장치에 의하면, 주어진 가열존의 길이에 대하여, 후프벨트(26)의 이동속도를 조정하는 것에 의하여 열처리공정을 제어할 수가 있다.

열처리공정으로서는, 예를 들면, 승온율 100 ∼ 150℃/분에서 열처리온도 590 ∼ 700℃로 까지 상승시키고, 그 상태를 5 ∼ 15분 정도의 간격을 보지(保持)하면 좋다. 그 후, 합금온도를 강온율 100 ∼ 150℃/분으로 해서 실온레벨까지 저 하시킨다.

게다가, 열처리의 처리분말량을 증대시키기 위해서는, 후프벨트(26)의 폭을 넓게하고, 후프벨트(26)의 단위길이당의 분말공급량을 크게하는 한편, 가열존의 길이를 길게하고, 회전로울(24:25)의 회전외주속도를 빠르게 하면 좋다. 본 발명의 합금분말에 의하면, 열처리에 즈음해서 급격하게 큰 결정화반응열이 생성되지 않기 때문에, 열처리공정에 있는 합금분말의 온도제어가 용이하다. 그 결과, 분말공급량이 증가해도, 안정된 자기 특성을 갖는 자석분말을 제작할 수 있다.

상기 열처리 장치에 따른 열처리를 받은 원료분말은, 전술한 바와 같이 미결정화되고, 나노콤포지트자석으로서의 특성을 발휘할 수 있도록 된다. 이렇게 하여, 열처리전에 있어서는 금속개스 상태로 있고, 경질자성재료로서의 특성을 보이지 않았던 원료합금분말이, 열처리에 의해서 자기특성이 우수한 나노콤포지트자석합금분말로 변화한다.

[자석의 제조방법]

이하에서는, 상기 나노콤포지트자석합금분말에서 자석을 제조하는 방법을 설명한다.

우선, 전술한 바와 같이 얻은 나노콤포지트자석합금분말에 에폭시수지로 이루어진 바인더를 첨가제로 첨가하여, 혼합하는 것에 의하여 혼합물을 만든다. 다음은, 혼합물의 희망하는 형상의 성형공간을 갖는 성형장치에 의해 프레스성형한 후, 가열경화공정, 세정공정, 코팅공정, 검사공정, 착자(着磁)공정을 거쳐서, 최종적인 본드(bond)자석을 얻을 수 있다.

성형가공은, 상술한 압축성형에 한정되는 것은 아니고, 공지의 압출성형, 사출성형, 또는 압연성형에 의해도 좋다. 자석분말은, 채용하는 성형법의 종류에 대응하여 플라스틱수지와 고무를 혼합하도록 한다.

그리고, 사출성형에 의한 경우, 수지로서는 광범위하게 사용되는 폴리미드( 나이론)외에 PPS와 같이 고연화점수지를 사용할 수가 있다. 이것은, 본 발명의 자석분말이 저희토류합금으로 성형되어 있기 때문에, 산화하기 어렵고, 비교적 높은 온도로 사출성형을 행하여도 자석특성이 열화되지 않기 때문이다.

또, 본 발명의 자석은 산화하기 어렵기 때문에, 최종적인 자석 표면을 수지막으로 코팅할 필요도 없다. 따라서, 예를들면, 복잡한 형상의 슬롯을 갖는 부품의 슬롯 내에 사출성형에 의해 본발명의 자석분말 및 용융수지를 압입하여, 그것에 의해 복잡한 형상의 자석을 일체로 구비한 부품을 제조하는 것도 가능하다.

[모터]

본 실시형태의 모터는, IPM(Inner Permanent Magnet)형 모터이고, 전술한 제조방법에 의해 제조된 본드자석을 일체형로터(rotar)의 스프링자석으로서 사용된다.

본 실시형태의 모터는, 본 발명인 나노콤포지트자석을 내장한 로터코어와, 이 로터코어를 둘러싸는 고정자(magneto stator)를 구비하고 있다. 로터코어내에는 복수의 슬롯이 형성되어 있고, 그 슬롯 내에 나노콤포지트자석이 위치해 있다. 나노콤포지트자석은, 나노콤포지트자석분말 혼합물을 용융하고, 로터코어의 슬롯 내에 직접 충전해서, 몰딩(molding)한 것이다.

그리고, 본발명의 자석은, 이러한 종류의 모터이외에도, 다른 종류의 모터와 액추에이터(actuator)에 알맞게 사용될 수 있음은 당연하다.

이하에서는, 본 발명의 실시예 및 비교례를 설명한다.

[제 1의 실시예]

본 실시예에서는, 절대압력이 30㎪ 이하의 아르곤 분위기로 전술한 급랭응고공정을 행하였다. 냉각로울로서는, 두께 5 ∼ 15㎛의 크롬도금층으로 입혀진 동합금으로된 로울(직경: 350mm)을 사용했다. 그 동합금으로된 로울을 10m/초의 외주속도로 회전하면서, 그 외주표면상으로 원료합금의 용탕을 흘려내리고, 급랭응고시킨다. 용탕의 온도는 복사온도계로 측정한 바, 1300℃였다. 용탕은, 노즐구멍에서 매초 10 ∼ 20g의 율로 직경 1.3 ∼ 1.5mm로 하여 낙하시켰다.

표 1에 각 실시예에 대한 용탕의 조성 및 할로패턴의 최고강도에 대한 준안정상(Z)의 브래그반사강도의 비(%)를 나타내었다. 표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 어떤 실시예에 있어서도, 브래그반사강도의 비가 5 ∼ 200 %의 범위내에 있었다. 그리고, 표 1에 있어서, 예를 들면 R의 란에 기재되어 있는 Nd 2.5 + Pr 1 이라고 하는 표기는, 희토류원소 R로서 Nd와 Pr을 포함하고, 각각의 조성비가 2.5원자% 및 1원자%라는 것을 의미한다.

도 4(a)는, 번호 2의 실시예에 관한 분말 X선 회절 패턴을 도시하고있다. 도 4(a)로 부터 알 수 있는 바와 같이, 배경을 이루는 할로패턴이 2θ=약 43°에서 최고강도를 나타내는 한편, 2θ=51.4°에 있어서 급격한 강도피크가 관찰된다. 급격한 강도피크는, 0.179nm ± 0.005 nm의 결정면 간격에 해당하는 위치에 나타난 브래그산란 피크이다. 이 브래그산란 피크는, 준안정상(Z)에 의한 것이다. 그 외에, 0.417nm ± 0.005nm의 결정면 간격 및 0.267nm ± 0.005nm의 결정면 간격에 해당하는 위치에도, 준안정상(Z)에 의한 회절이 관측된다.

게다가, 상기의 분말 X선 회절 패턴의 관측은, 측정장치로서 이학(理學) RINT2000을 사용하고, 시료와 Cu 타겟과의 사이에 모노크로미터를 설치하여 실행했다.

본 실시예의 원료합금을 850㎛이하의 입자직경을 갖는 분말로 분쇄시킨 후, 도 3의 분체(粉體)소성로(실험용: 길이 2m)로 원료합금분말에 열처리를 시행했다. 원료합금분말은 가열존을 10분간 통과 한 후, 냉각존(c)을 10분간 통과 하였다. 열처리분위기는 아르곤개스이고, 단위면적당 0.6g/㎠의 탑재밀도로 원료합금분말을 공급했다. 단위시간당의 처리량을 3kg으로 한 경우의 자기특성과 최적열처리온도를 표 2에 나타내었다.

[비교례1]

표 3에 나타난 조성을 가지는 용탕을 사용하여, 실시예와 같은 프로세스를 실행한다. 실시예와의 상위점은 용탕의 냉각속도이고, 이 비교례에서는, 로울외주속도를 20 m/초로 했다. 다른 조건은, 실시예의 조건과 실질적으로 동일하다. 표 3에서, 할로패턴의 최고강도에 대한 준안정상(Z)의 브래그반사 강도의 비(%)가 5%미만인 것을 알 수 있다.

도 4는(b)는, 번호 2의 실시예에 관한 분말 X선 회절 패턴을 도시하고 있다. 도 4(b)에서 알 수 있는 바와 같이 준안정상(Z)에 의한 브래그산란 피크가 명료하게는 관측되지 않았다.

본 실시예에 관한 최적열처리온도 및 열처리 후의 자기특성을 표 4에 나타내었다. 열처리장치 및 방법은 실시예의 경우와 동일하다. 표 4에서, 보자력이 실시예와 비교해서 낮고, 자석특성이 뒤떨어지는 것을 알 수 있다. 이 원인은, 열처리의 제어성이 나쁘고, 바람직한 결정성장이 실현되고 있지 않기 때문이다.

실시예의 자석특성과 동일한 자석특성을 발현시키기위해서는, 열처리시의 분말처리량을 1시간당 0.7kg으로 저하시킬 필요가 있었다. 비교례의 경우, 열처리의 제어성이 저하되고 있기 때문에 합금분말의 양을 적게해서 처리하지 않는 한, 바라는 금속조직을 갖는 자석합금을 얻을 수가 없다. 이것은 비교례는 자석화를 위한 열처리공정에서 시스템효율(through put)이 뒤떨어지고, 양산에 적합하지 않음을 의미한다.

[비교례2]

표 5에 나타낸 조성을 가지는 용탕을 사용하여, 실시예와 같은 프로세스를 실행했다.

실시예와의 상위점은 냉각속도 및 용탕의 유하(流下)량에 있다. 이 비교례에서는, 로울외주속도를 5m/초로하고, 매초 20 ∼ 30g의 율로 용탕을 낙하시킨다. 열처리시의 분말처리량은, 1시간당 3kg으로 하였다. 다른 조건은, 실시예의 조건과 실질적으로 동일하다.

표 5에는, 할로패턴의 최고강도에 대한 준안정상(Z)의 브래그반사강도의 비(%)와, 체심입방형 Fe의(110) 브래그산란 피크의 강도의 비(%)가 나타나있다. 표 5에서 알수 있는 바와 같이, 냉각속도가 지나치게 느리면, 할로패턴의 최고강도에 대한 준안정상(Z)의 반사강도의 비(%)는 200%를 초과한다.

도 5는, 번호 2의 실시례에 관한 분말 X선 회절 패턴을 도시하고 있다. 도 5에서 알 수 있는 바와 같이, 준안정상(Z)에 의한 브래그산란 피크는 현저하게 관측되지만, 할로패턴의 강도가 현저하게 저하되고 있다.

본 실시예에 있어서, 열처리후의 자기특성과 최적 열처리온도를 표 5에 나타내었다. 열처리장치 및 방법은 실시예의 경우와 동일하다. 표 6에서, 보자력이 실시예와 비교해서 낮고, 자석특성이 뒤떨어지고 있는 것을 알 수 있다.

열처리시의 분말처리량을 변화시켜도, 실시예의 자석 특성과 동등한 자석 특성을 발현시킬 수는 없었다. 이 때문에, 냉각속도가 너무 느리면, 바람직한 나노콤프지트조성을 얻을 수 없게되는 것을 알 수 있다.

[제 2의 실시예]

이하에서는, 전술한 제 2의 방법에 의한 실시예를 설명한다.

본 실시예에서는, 도 1의 장치에 있어서, 노즐구멍과 회전로울의 상대적위치를 변경했다. 보다 상세하게는, 냉각로울(7)의 중심을 기준으로 해서 경사 45°상방에서 홈통을 개재(介在)해서 용탕을 경사로 붓고, 홈통과 로울외주면으로 둘러쌓인 상방이 개방공간(폭 10mm)내로 용탕의 두께가 5mm ∼ 8mm 로되도록 제어하면서 용탕을 급랭응고 했다. 그리고, 본실시예로 사용된 원료합금의 조성은, 표 1 및 표 3에 기재된 것과 동일하다.

로울표면과 접촉하여 응고한 합금박대는, 로울(7)의 회전에 수반하여 상방으로 끌리고, 로울(7)의 정상을 지나는 부근에서 로울(7)에서 떨어져서 하방으로 낙하했다. 그 후, 합금박대는 활주대 사이로 하여 분쇄기로 들어가서, 분쇄되었다. 이 때의 로울외주속도는 5m/초이었다. 용탕온도는 탕발의 위치에서 1200℃ ∼ 1280℃이고, 냉각시의 분위기압력은 40㎪ ∼ 50㎪이었다. 합금박대의 온도는, 파장대역 3㎛ ~ 5㎛의 적외선강도를 측정했고, 철의 흑체복사를 가정해서 쉬테판볼츠만 분포로 측정했다. 이렇게 하여 얻은 합금박대의 추정온도는, 탕발에서 끌려나온 직후에 약 800℃ ∼ 900℃까지 저하 되었다. 또, 얻어진 합금박대의 두께는 100㎛ ∼ 170㎛이었다. 응고시의 급랭속도는, 용탕과 로울의 접촉 길이가 탕의 두께의 1.4배(1/cos45°)로서, 1.3×10⁶K/초∼3.4×10⁶K/초로 계산되었다.

용탕은 탕발에서 끌어당겨올려진후, 더욱 더 빠르게 발열하기 때문에, 로울(7)에서 박리하는 시점에서의 합금박대온도는 400℃ ∼ 500℃로 저하하고 있었다. 본 실시예에서 사용한 장치의 로울지름은 350mm 이었기에, 용탕이 로울에 접촉해서 떨어질 때까지의 시간은 로울이 1/8회전하는 시간에 해당하고, 약 20m/초였다. 따라서, 용탕의 로울상에서의 평균냉각속도는 3.6×10⁴K/초 ∼ 4.5×10⁴K/초로 계산된다.

이들 합금의 글래스화 천이온도는, 비정질합금을 20℃/분으로 가열하는 조건으로 열분석을 행하여, Fe₃B의 결정화온도(약 590℃ ∼ 600℃)이하로 글래스천이온도가 관찰되는 경우라도 고작 550℃ ∼ 580℃이다. 한편, 그와 같은 열분석으로 글래스천이가 관측되지않는 경우는, 글래스화천이온도는 결정화온도 이상인 것으로 된다. 본 실시예의경우, 합금박대가 로울(7)에서 떨어지는 시점에 있는 합금박대온도가 400℃ ∼ 500℃이었기 때문에, 합금박대는 글래스화천이온도 이하로 급랭된 후에 로울(7)을 이탈하는 것을 알 수 있다.

이와같이 해서 얻어진 합금박대를 X선 회절장치에 의해 Cu - Kα선을 이용해서 측정한 결과, 도 6에 도시한 회절패턴이 얻어진다. 이 회절패턴에 있는 회절선은, 그림 상에 도시된 것과 같이 Fe₂₃B₆ 상으로 지수붙임이 생기는 것임을 알 수 있다. 그리고, Fe₂₃B₆ 의 (511) 반사피크와 α-Fe의 (110) 반사피크는, 거의 동일한 위치에 관찰되지만, α-Fe의 (200) 반사의 위치, 즉, 2θ = 65.2°의 위치에 반사피크가 관찰되지 않기 때문에, α-Fe은 검출감도 이하밖에 존재하지 않는다는 결론이 생긴다.

이 원료를 도 3에 도시한 평가용 열처리로를 사용해서 3Kg/h의 공급량으로 열처리한 바, 각각 표 7에 도시한 열처리온도(로(爐)의 설정온도)에 있어서 표 7에 나타난 자석특성을 얻을 수 있었다. 동일 조성의 합금에 있어서, 0.7kg/h의 공급량에서 열처리한 비교례1과 본실시예를 비교하면, 본 실시예의 자기특성이 상대적으로 높은 것을 알 수 있다. 환언하면, 본 실시예의 열처리공정은 시스템효율(throught put)이 높다. 게다가, 표 7의 가장 왼쪽의 번호는, 표1 및 표3에 나타내고 있는 번호에 대응하고, 동일한 번호는 동일 조성의 원료합금을 나타내고 있다.

[제 3의 실시예]

이하에서는, 전술한 제 3의 방법에 의한 실시예를 설명한다.

로울지름 150mm인 한쌍의 탄소동(銅)으로 만든 급랭로울을 로울간 거리가 160㎛ 되도록해서 배치하고, 로울간의 간극 위치에 있어서 로울 표면이 하방으로 이동할 수 있도록 로울을 동일 속도로 서로 역방향으로 회전시켰다. 본 실시예에서도, 로울표면속도를 5m/초로 하였다. 로울측면에 내화물펠트(felt)를 넣어서 내화물의 보(洑)를 만들어, 용탕이 측면방향으로 새지 않도록했다. 이와 같이 해서 상방에서 석영노즐구멍을 통과하여 용탕을 노즐 간극 사이 쪽으로 유하(流下)시키고, 노즐사이의 간극공간내에 탕발을 형성했다. 탕발의 폭(노즐간극과 평행한 방향)에 기초하여 추정한 탕발의 두께는 약10mm였다. 용탕은 로울간의 간극에서 하방으로 끌어내리고, 연속한 급랭합금박대가 형성되었다. 급랭전의 용탕온도는 1300℃이고, 합금박대온도는 로울 바로 아래가 약800℃였다. 따라서, 평균냉각속도는 약 2.5×10⁵K/초로 계산되었다. 본 실시예에서는, 박대를 거듭 냉각 아르곤개스류에 의해 발열시키고, 박대온도를 500℃이하로 까지 저하 시켰다.

이 합금을 도 3에 도시한 평가용 열처리로를 사용하여 3Kg/시간의 공급량으로 열처리한 바, 각각 표8에 나타낸 최적열처리온도(로의 설정온도)에 있어서 표 8에 나타낸 자석특성을 얻을 수 있었다. 동일조성의 합금에서, 0.7kg/시간의 공급량으로 열처리한 비교례1과 본실시예를 비교하면, 본 실시예의 자기특성이 상대적으로 높은 것을 알 수 있다. 환언하면, 본 실시예의 열처리공정은 시스템효율(through put)이 높다.

[제 4의 실시예]

본 실시예에서는, 절대압력이 50㎪ 이하의 아르곤분위기 속에서 전술한 급랭응고공정을 행했다. 냉각로울로서는, 두께 5 ∼ 15㎛의 크롬도금층으로 입힌 동합금으로 만든 로울(직경:350mm)을 사용했다. 그 동합금으로 만든 로울을 10m/초의 외주속도로 회전하면서, 그 외주표면상에 원료합금의 용탕을 유하시키고, 급랭응고시켰다. 용탕의 온도는 복사온도계로 측정한 바, 1300℃였다. 용탕은 노즐구멍에서 매초 10g ∼ 20g의 율로 직경 1.3mm ∼ 1.5mm로하여 낙하시켰다. 그리고, 본 실시예의 조성은, Nd_4.5Fe_73.2Cr_0.8Co₃B_18.5였다.

도 7은, 보자력 및 잔류자속밀도가 결정화 열처리의 온도에 어느 정도 의존하는 가를 도시하는 그래프이다. 이 그래프에서, 검은원표시는, 1.3㎪의 Ar 분위기(atmosphere) 속에서 로울외주속도 9m/초로 급랭응고한 경우(실시예1), ×표시는, 50㎪의 Ar 분위기(atmosphere) 속에서 로울외주 속도 9m/초로 급랭응고한 경우(실시예2), 흰색원표시는, 상압(常壓) Ar 분위기(atmosphere) 속에서 로울외주속도 20m/초로 급랭응고한 경우(비교례)에 대한 데이타를 나타내고 있다.

도 7에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예1 및 실시예2에서는, 넓은 온도범위에 걸쳐서 비교례보다도 우수한 자기특성을 얻을 수 있다.

도 8은, 보자력 및 잔류자속밀도가 단위시간당의 처리량에 어느 정도 의존하는가를 도시하는 그래프이다. 이 그래프에서, 검은원표시는, 1.3㎪의 Ar 분위기(atmosphere) 속에서 로울외주속도 9m/초로 급랭응고한 경우(실시예1)이고, 검은사각 표시는, 상압(常壓) Ar 분위기(atmosphere) 속에서 로울외주 속도 20m/초로 급랭응고한 경우(비교례)에 대한 데이타를 나타내고 있다.

도 8에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예1에서는, 비교례보다도 큰 처리량으로 우수한 자기특성을 얻을 수 있다.

[조성한정이유]

마지막으로 합금조성의 한정 이유를 설명한다.

희토류원소 R은 경자성상인 R₂Fe₁₄B에 필수의 원소이다. 본 발명의 R은, Pr및Nd 의 한쪽 또는 양쪽의 원소를 90% 이상함유하고, 나머지는 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유한다. Pr 및 Nd 중의 어느 하나의 원소는, 일축결정자기이방성을 갖는 R₂Fe₁₄B를 생성하기 위해서는 불가결하 다. Pr 및 ND이외의 희토류원소는, 적절하게 임의로 선택된다. R의 조성비는, 2원자% 미만이면 보자력 발생의 효과가 너무 적기 때문에 바람직하지 않다. 한편, R의 조성비가 6원자%를 초과하면, Fe₃B상 및 Nd₂Fe₁₄B상이 생성되지않아서, α-Fe상이 주상(主相)으로 되어버리기 때문에, 보자력이 현저하게 저하되어 버리게 된다. 이상의 이유 때문에, R의 조성비x에 있어서는, 2≤x≤6으로 하는 것이 바람직하다.

B는, 연자성상인 Fe₃B상 및 경자성상인 R₂Fe₁₄B의 양쪽에 있어서 필수원소이다. B의 조성비 y가 16 ∼ 20 원자%의 범위에서 벗어나면 필요로하는 보자력이 발휘되지 않기 때문에, B의 조성비 y에 대해서는 16≤y≤20으로 하는것이 바람직하다. 그리고, B가 이 조성범위를 벗어나면, 융점이 상승하고, 용해온도 및 저탕용기의 보온온도를 높일 필요가 생기고, 또, 비정질 생성 능력도 저하하기 때문에 희망하는 급랭합금조직을 얻기 어렵게 된다.

Co는, 큐리온도를 향상시키는 것에 의하여 자기특성의 온도변화 의존성을 감소시키고, 그 결과 , 자기특성을 안정화시키는 것이라는 기능을 갖는다. 또, 합금용탕의 점성을 개선한다는 기능도 있어서, 용탕유하율의 안정화에도 기여한다. Co의 첨가비율이 0.02% 미만이면 상기 기능이 충분히 발휘되지 않고, 7원자%를 초과하면 자화특성이 저하되기 시작한다. Co의 첨가는, 이들 기능을 발휘시키고 싶은 경우에 행하면 좋고, 본 발명의 효과를 얻는 데에서 Co의 첨가가 불가결한 것은 아니다. Co를 첨가하는 경우에는, 상술한 이유때문에, 그 조성비 z에 있어서 0.2≤z≤7이 성립하는 것이 바람직하다.

M은, 보자력을 가능한한 증가시키고 싶은 경우 등에 첨가한다. M의 첨가 비율이 0.01원자% 미만이면 보자력증가가 충분하게 관찰되지 않고, M의 첨가 비율이 7원자%를 초과하면, 자화가 저하된다. 따라서, M을 첨가하는 경우는, 그 조성비u에 있어서 0.1≤z≤7이 성립하는 것이 바람직하다. M 중에서, Cr은 보자력 증가 외에 내식성 향상의 효과도 발휘한다. 또, Cu, Au, Ag는 결정화열처리공정으로 적정 온도범위를 확대하는 효과가 있다.

본 발명에 의한 나노콤포지트자석용원료합금에 의하면, Fe₃B의 결정화가 극단범위의 원자확산으로 진행하기 때문에, Fe₃B의 결정화가 비교적 저온에서 가능하다. 또, Fe₃B의 결정화가 진행하면 온도범위가 Nd₂Fe₁₄B의 결정화가 진행되는 온도범위에서 벗어나기 때문에, 열처리시에 각각의 결정화가 시간적으로 다르게 발생한다. 이 때문에, 결정화 반응열이 넓은 온도 범위로 분포되어, 큰 결정화반응열이 일회 방출되는 것이 아니라, 미결정화를 제어성이 좋게 실행될 수 있도록된다. 그 결과, 자석특성을 열화시키는 것이 아니라, 열처리공정에서의 원료분말처리량을 향상시킬 수가 있다.

또, Fe₃B의 결정화에 필요한 결정핵이 원료합금중에 고밀도로 존재하기 때문에, 자석화열처리에 의해 미세하고도, 균일한 금속조직을 형성할 수 있고, 높은 자석특성의 발현을 가능하게 한다.

본 발명의 나노콤포지트자석원료합금의 제조방법에 의하면, 합금의 X선 회절 에 의한 브래그반사피크를 지표로서 사용하고, 합금형성의 위한 냉각과정을 제어하는 것이 가능해진다. 이 때문에, 냉각속도를 최적화하는 것과, 관리하는 것이 용이하게되고, 자석특성이 우수한 나노콤포지트자석을 위한 원료합금을 안정되게 제조할 수 있도록 된다.

본 발명인 나노콤포지트자석분말의 제조방법에 의하면, 자석화열처리에 의해서 미세하고도 균일한 금속을 제어성이 양호하게 형성할 수 있기 때문에, 자석특성이 우수한 자석을 높은 시스템효율로 제공하는 것이 가능하게 된다.

본 발명의 나노콤포지트자석에 의하면, 우수한 자석특성이 발휘되기 때문에, 모터와 액추에이터(actuator) 등의 특성을 낮은 코스트로 향상키킬 수가 있다.

Claims

일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y로 표현되는 나노콤포지트 자석용 원료합금으로, R은 Pr 및 Nd 중의 적어도 어느 하나, 또는 Pr 및 Nd을 90% 이상 함유하고 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, 조성비 x, y는,

2≤x≤6,

16 ≤y ≤20을 만족하고,

X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트 자석용 원료합금.
제 1 항에 있어서, 하기 일반식과 같이 표현되는 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석용 원료합금:

Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z,

여기서 z의 조성비는 0.2≤z≤7.
제 1 항에 있어서, 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 자석용 원료합금;

Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u

여기서 u의 조성비는 0.01 ≤u ≤7.
제 1 항에 있어서, 각각 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M과, Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 자석용 원료합금;

Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u,

여기서 z 및 u의 조성비는 0.2≤z≤7,

0.01 ≤u ≤7.
일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y로 표현되는 나노콤포지트 자석용 원료합금분말로써, R은 Pr 및 Nd중의 적어도 어느 하나, 또는 Pr 및 Nd을 90% 이상 함유하고 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고,

조성비 x, y는,

2≤x≤6,

16 ≤y ≤20을 만족하고,

X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트 자석용 원료합금분말.
제 5 항에 있어서, 하기 일반식과 같이 표현되는 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석용 원료합금분말:

Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z,

여기서 z의 조성비는 0.2≤z≤7.
제 5 항에 있어서, 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 자석용 원료합금분말;

Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u

여기서 u의 조성비는 0.01 ≤u ≤7.
제 5 항에 있어서, 각각 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M과, Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 자석용 원료합금분말;

Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u,

여기서 z 및 u의 조성비는 0.2≤z≤7,

0.01 ≤u ≤7.
일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y로 표현되는 나노콤포지트 자석용 원료합금으로, R은 Pr 및 Nd 중의 적어도 어느 하나, 또는 Pr 및 Nd을 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, 조성비 x 및 y는 2≤x≤6, 16≤y≤20을 만족하는 나노콤포지트 자석용 원료합금을 제조하는 방법으로써,

상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과,

상기 용탕을 급랭응고시키는 공정을 포함하고,

상기 급랭응고 공정의 경우 상기 합금의 냉각속도를 조정하는 것에 의하여, X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)을 응고후의 원료합금이 함유하고, 더욱이 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고강도의 5% 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트 자석용 원료합금의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 상기 원료합금은, 하기 일반식과 같이 표현되는 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 제조방법:

Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z,

여기서 z의 조성비는 0.2≤z≤7.
제 9 항에 있어서, 상기 원료합금은, 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 제조방법;

Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u

여기서 u의 조성비는 0.01 ≤u ≤7.
제 9 항에 있어서, 상기 원료합금은, 각각 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M과, Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 제조방법;

Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u,

여기서 0.2≤z≤7,

0.01 ≤u ≤7.
제 9 항에 있어서, 상기 급랭응고된 원료합금으로 부터 분말을 제조하는 공정을 더 포함하는 나노콤포지트 자석용 원료합금의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 상기 급랭응고공정에서, 상기 합금의 냉각속도를 5×10⁴∼ 5×10⁶K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도(T_m)에서 400 ∼ 800℃ 정도 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 나노콤포지트 자석용 원료합금의 제조방법.
제 14 항에 있어서, 상기 급랭응고 공정은, 감압 분위기(atmosphere) 하에서 실행되는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트 자석용 원료합금의 제조방법.
제 15 항에 있어서, 상기 감압분위기의 절대압력이 50㎪ 이하인 것을 특징으로 하는 나노콤포지트 자석용 원료합금의 제조방법.
일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y로 표현되는 나노콤포지트 자석용 합금으로, R은 Pr 및 Nd 중의 적어도 어느 하나, 또는 Pr 및 Nd을 90% 이상 함유하고 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, 조성비 x 및 y는 2≤x≤6, 16≤y≤20을 만족하고, 더욱이 X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과,

상기 나노콤포지트자석용원료합금의 분말에 대하여 열처리를 행하고, 그것에 의하여, Fe₃B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 공정을 포함하는 나노콤포지트 자석분말의 제조방법.
제 17 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 하기 일반식과 같이 표현되는 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법:

Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z,

여기서 z의 조성비는 0.2≤z≤7.
제 17 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법;

Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u

여기서 u의 조성비는 0.01 ≤u ≤7.
제 17 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 각각 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M과, Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법;

Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u,

여기서 z 및 u의 조성비는 0.2≤z≤7,

0.01 ≤u ≤7.
제 17 항 내지 제20항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 나노콤포지트자석용원료합금의 분말을 준비하는 공정은,

상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과,

상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과,

상기 급랭응고시킨 원료합금을 파쇄하는 공정과,

상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고,

상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 냉각속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도 T_m에서 400 ∼ 800℃ 정도 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트 자석분말의 제조방법.
일반식이 Fe_100-x-yR_xB_y로 표현되는 나노콤포지트 자석용 합금으로서, R은 Pr 및 Nd 중의 적어도 어느 하나, 또는 Pr 및 Nd을 90% 이상 함유하고, 나머지는 다른 란탄 계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 초과 10% 미만 함유하는 희토류 원소이고, 조성비 x 및 y는 2≤x≤6, 16≤y≤20을 만족하고, 더욱이 X선 회절에 있어서 적어도 하나의 브래그반사 피크가 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 있는 준안정상(Z)를 함유하고, 상기 브래그반사 피크의 강도가 할로패턴의 최고강도의 5% 이상 200% 미만이고, 또한 체심입방형 Fe의 (110) 브래그산란 피크의 강도가 상기 할로패턴의 최고 강도의 5% 미만인 나노콤포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과,

상기 나노콤포지트자석용원료합금의 분말에 대하여 열처리를 행하고, 그것에 의하여, Fe₃B 화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 공정과,

상기 열처리후의 원료합금의 분말을 사용하여 성형체를 형성하는 공정을 포함하는 나노콤포지트자석의 제조방법.
제 22 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 하기 일반식과 같이 표현되는 Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법:

Fe_100-x-y-zR_xB_yCo_z,

여기서 z의 조성비는 0.2≤z≤7.
제 22 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법;

Fe_100-x-y-uR_xB_yM_u

여기서 u의 조성비는 0.01 ≤u ≤7.
제 22 항에 있어서, 상기 원료합금의 분말은, 각각 하기의 일반식을 만족하고, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군으로부터 선택된 일종 이상의 원소인 M과, Co를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법;

Fe_{100-x-y-z- u}R_xB_yCo_zM_u,

여기서 z 및 u의 조성비는 0.2≤z≤7,

0.01 ≤u ≤7.
제 22 항에 있어서, 상기 나노콤포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정은,

상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과,

상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과,

상기 급랭응고시킨 원료합금을 파쇄하는 공정과,

상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고,

상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 냉각속도를 5×10⁴ ∼ 5×10⁶K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도 T_m에서 400 ∼ 800℃ 정도 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트자석의 제조방법.
제 26 항에 있어서, 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정은, 감압 분위기(atmosphere) 하에서 실행하는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트자석의 제조방법.
제 27 항에 있어서, 상기 감압분위기의 절대압력은, 50㎪ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 나노콤포지트자석의 제조방법.
제 22 항 내지 제 28 항 중의 어느 한 항에 있어서, 상기 성형체를 형성하는 공정은, 상기 열처리후의 원료합금의 분말을 사용하여 본드(bond)자석을 제조하는 공정을 포함하는 나노콤포지트자석의 제조방법.
제 22 항 내지 제 28 항 중의 어느 한 항에 기재된 나노콤포지트자석의 제조방법에 의해서 제조된 나노콤포지트자석을 구비한 모터.
제 29 항에 기재된 나노콤포지트자석의 제조방법에 의해서 제조된 나노콤포지트자석을 구비한 모터.