KR20010030411A - 나노컴포지트 자석분말 및 자석의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 미세하면서도 균질의 금속조직을 가지는 나노컴포지트 자석분말을 재현성 좋고 효율적으로 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반식이 Fe100-x-y-zRxByCoz(R은 Pr 및 Nd의 일방 또는 양방의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지 부분이 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이다)로 표현되고, 조성비 x,y,z, 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7을 만족하고, 더욱이 준안정상과 비정질조직이 금속조직내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비한다. 이러한 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 시행하고, 이것에 의하여 비정질 조직에서 Fe3B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행한다. 이러한 열처리 공정에 있어서의 원료합금의 분말의 온도 및 열처리 시간에 의하여 표현되는 온도-시간곡선과, 원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 비정질조직을 가지고 있지 않은 금속에 대해서 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 차이가 면적분 10℃·초 이상, 10000℃·초 이하의 범위에 있다.

Description

나노컴포지트 자석분말 및 자석의 제조방법{Nanocomposite magnet powder and method for producing the magnet}
본 발명은, Fe3B 등의 철계 붕화물의 미결정상과 R2Fe14B 등의 Fe-R-B계 화합물의 미결정상이 혼재하는 나노컴포지트 자석의 제조방법에 관한 것이다. 이러한 자석은, 모터, 액츄에이터 및 마그롤 등에 적절하게 사용되고 있다.
Fe3B/Nd2Fe13B계 나노컴포지트 자석은, 소프트 자성상인 Fe3B 등의 철계 붕화물 미결정과 하드자성상인 Nd2Fe14B 등의 R2Fe14B 미결정이 동일 금속조직내에 균일하게 분포하고, 교환상호작용에 의하여 양자가 자기적으로 결합한 영구자석이다. 이들 미결정은 나노미터(nm) 오더의 사이즈를 가지고, 양자의 미결정이 복합화한 조직(나노컴포지트 조직)을 구성하고 있는 것에서, "나노컴포지트 자석"이라고 불리고 있다.
나노컴포지트 자석은, 소프트 자성상을 포함하지만, 하드 자성상과의 자기적 결합에 의하여 우수한 자석 특성을 발휘하는 것이 가능하다. 또한 Nd등의 고가의 희토류금속을 포함하지 않는 소프트 자성상이 포함되는 것에서, 전체로서 희토류원소의 함유량(농도)가 낮아지도록 지양하고 있다. 이러한 것은 자석의 원료 코스트를 저감하고, 자석을 안정적으로 공급하려는 점에서도 적합하다.
이와 같은 나노컴포지트 자석은, 용융한 원료합성을 급랭하고, 이것에 의하여 비결정상을 포함하는 급랭 응고합금을 형성한 후, 열처리에 의하여 급랭 응고합금중에 미결정을 석출시키는 방법을 사용하여 제조된다.
이와 같은 급랭응고합금은, 편롤법 등의 멜트스피닝 기술이나, 스트립캐스트법 등의 액체 급랭 기술을 사용하여 제작되는 것이 일반적이다. 액체급랭 기술은, 회전하는 냉각롤의 외주표면 상에 용탕상의 원료합급을 흘려내리고, 용융원료합금을 냉각롤과 단시간만 접촉시키는 것에 의하여 원료합금을 냉각. 응고시키는 것이다. 이러한 방법에 의하는 경우, 냉각속도의 제어는 냉각롤의 회전주기속도나 용융금속의 냉각롤으로의 공급량을 조절하는 것에 의하여 수행된다.
냉각롤 상에서 응고하고, 냉각롤에서 분리된 합금은, 원주속도 방향으로 얇으면서도 길게 연신된 박대형상(리본)으로 된다. 이러한 합금 박대는 파단기에 의하여 파쇄되고 박편화한 후, 분쇄기에 의하여 보다 미세한 사이즈로 분쇄되어 분말화된다.
그 후, 결정화를 위한 열처리가 수행된다. 이러한 열처리에 의하여 소프트 자성상인 철계 붕화물의 미결정과 하드 자성상인 R2Fe14B 상의 미결정이 동일 합금 조직내에서 생성되고, 양자는 교환 상호작용에 의하여 자기적으로 결합하는 것으로 된다.
나노컴포지트 자석의 특성을 향상시키기 위해서는, 제조공정의 열처리에 의하여 어떠한 금속 조직을 형성하는가가 중요하다. 그러나 이러한 열처리는 제어성 및 재현성의 관점에서 어느 정도의 문제점을 가지고 있다. 즉, 비정질 원료합금의 결정화 반응에서 단시간에 큰 열이 발생하는 결과, 열처리장치에 의한 합금 온도의 제어가 곤란하다는 문제점이 있다. 특히 대량의 원료합성분말에 대하여 열처리를 수행하고자 하는 경우에는, 그 온도제어가 불능 상태로 되기 쉽기 때문에, 소량씩의 원료합금 분말에 대하여 밖에 열처리를 수행할 수 없게 되고, 처리 레이트(단위시간당 분말 처리량)이 저하되고 마는 문제가 있다. 이 때에는, 자석분말의 양산화에 의하여 큰 지장이 있게 된다.
본 발명은 이러한 여러가지 문제점을 감안하여 안출된 것으로, 그 주된 목적은, 소프트 자성상인 철계 붕화물의 미결정과 하드 자성상인 R2Fe14B상의 미결정이 동일한 금속 조직내에서 균일하게 분포하고, 양자가 교환상호작용에 의하여 자기적으로 결합하는 나노컴포지트 자석의 분말을 재현성 높고 효율적으로 제조하는 방법을 제공하는데 있다.
도 1은 열처리 공정에 있어서 열처리 온도와 열처리 시간과의 관계를 도시한 도면.
도 2는 비정질 조직 및 결정질 조직의 비율과, 열처리 공정에서의 온도-시간 곡선의 결정화 발열부 형상과의 관계를 보인 도면.
도 3의 (a)는 본 발명에 의한 나노컴포지트 자석용 원료합금을 제조하는 방법에 사용되는 멜트스피닝장치의 전체 구성예를 보인 단면도이고, (b)는 급랭응고가 수행되는 부분의 확대도이다.
도 4는 본 발명에 의한 나노컴포지트 자석을 제조하는 방법에 사용되는 열처리장치의 예를 보인 단면도.
도 5는 본 발명에 의한 나노컴포지트 자석을 제조하는 방법에 사용되는 열처리장치의 다른 실시예를 보인 단면도.
도 6은 열처리 전후에 있어서의 실시예의 X선 회절 패턴을 보인 그래프.
* 도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명 *
1b, 2b, 8b 및 9b ..... 분위기 가스 공급구
1a, 2a, 8a 및 9a ..... 가스배기구
1 ..... 용해실 2 ..... 급랭실
3 ..... 용해로 4 ..... 저탕용기
5 ..... 출탕노즐 6 ..... 로트
7 ..... 회전냉각롤 10 ..... 파단기
11 ..... 압축기 21 ..... 용탕
22 ..... 합금박대 23 ..... 합금박편
28 ..... 본체 24 ..... 회전롤
25 ..... 회전롤 26 ..... 후프벨트
27 ..... 조절판 31 ..... 분말소성로 장치 본체
32 ..... 회전튜브
본 발명의 나노컴포지트 자석분말의 제조방법은, 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu로 표현되는 나노컴포지트 자석용 합금으로써, R은 Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지가 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군에서 선택되는 일종 이상의 원소이며, 조성비(x,y,z 및 u)가 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 및 0.01≤u≤7을 만족하고, 더욱이 준안정상과 비정질조직이 금속조직 내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금을 분말에 대하여 열처리를 시행하고, 이것에 의하여 상기 비정질조직에서 Fe3B 화합물 및 Fe-R-B계 하합물의 결정화를 실행하는 열처리공정을 포함하는 나노컴포지트 자석 분말을 제조방법으로, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도 및 열처리시간에 의하여 표현되는 온도-시간 곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일의 조성을 가지는 당량의 합금으로, 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않는 금속에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 차가 적분값이 10℃·초 이상 10000℃·초 이하의 범위 내에 있는 것을 특징으로 한다.
상기 열처리 공정에 있어서, 상기 비정질 조직의 결정화 발열에 의하여, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일의 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질 조직을 구비하고 있지 않는 합금에 대하여 상기 열처리 공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 사이에 차이가 생기기 시작하는 온도(T1)에서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 표시하는 최고의 온도(T2)까지, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 온도가 1℃/분 이상 100℃/초 이하의 승온속도로서 상승하는 것이 바람직하다.
상기 열처리 공정에 있어서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 보이는 최고의 온도(T2)가 620℃ 이상 800℃ 이하인 것이 바람직하다.
상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정은, 상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과, 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과, 상기 급랭응고된 원료합금을 파쇄하는 공정과, 상기 원료합금을 분홰하는 공정을 포함하고, 상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 냉각속도를 5X103~5X106K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도(Tm)에서 400~800℃ 만큼 낮은 온도에 합금의 온도를 저하시키는 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 나노컴포지트 자석의 제조방법은, 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu로 표현되는 나노컴포지트 자석용 합금으로, R은 Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지부분이 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 )% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군에서 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비 x,y,z 및 u가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 및 0.01≤u≤7을 만족하고, 더욱이 준안정상과 비정질조직이 금속조직내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 시행하고, 이것에 의하여 Fe3B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 열처리공정과, 상기 열처리 후의 원료합금의 분말을 사용하여 성형체를 형성하는 공정을 포함하는 나노컴포지트 자석의 제조방법으로써, 상기 열처리공정에 있어서 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도 및 열처리시간에 의하여 표현되는 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않은 합금에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 차이가 적분값 10℃·초, 이상 10000℃·초 이하의 범위 내에 있는 것을 특징으로 한다.
상기 열처리 공정에 있어서, 상기 비정질 조직의 결정화 발열에 의하여, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일의 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하지 않는 합금에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 사이에 차이가 생기기 시작하는 온도(T1)에서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 표시하는 최고의 온도(T2)까지, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 온도가 1℃/분 이상 100℃/초 이하의 승온속도로 상승하는 것이 바람직하다.
상기 열처리공정에 있어서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 표시하는 최고의 온도(T2)가 620℃ 이상 800℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정은, 상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과, 상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과, 상기 급랭응고된 원료합금을 파쇄하는 공정과, 상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고, 상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 급랭속도를 5X103~5X106K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도(Tm)에서 400~800℃ 만큼 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것이 바람직하다. 더욱이 상기 성형체를 형성하는 공정은, 상기 열처리후의 원료합금의 분말을 사용하여 본드자석을 제작하는 공정을 포함하고 있어도 좋다.
본 발명에 의한 모터는 상기 나노컴포지트 자석의 제조방법의 어느것인가에 의하여 제조되는 나노컴포지트 자석을 구비하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에서는, 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu의 어느 것인가로 표현되는 나노컴포지트 자석용 합금의 용탕을 제작한 후, 그 합금용탕을 급랭하여 응고한다.
여기서 R은 Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지가 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군 중에서 선택된 일종 이상의 원소이다. 조성비 x,y,z 및 u는, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7, 및 0.01≤u≤7을 만족한다. 이들 조성한정이유에 대해서는 후술한다.
본 발명에서는, 상기 조성의 급랭응고합금을 열처리하여 결정화하는 사이에 급랭응고합금 분말의 온도가 열처리 시간의 경과에 따라 어떻게 추이하는가에 착안한다. 보다 상세하게는 열처리 공정에 있어서의 급랭 응고합금의 온도와 열처리 시간과에 의하여 표현되는 「온도-시간 곡선」에 착안한다.
본 발명에 사용되는 급랭응고합금은, 열처리공정 전에 있어서, 준안정상과 비정질조직이 동일 금속조직내에서 혼재하는 상태로 된다. 준안정상으로서는 Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B, 및 R2Fe23B3등의 미결정이 고려될 수 있다.
열처리 공정에서 비정질 조직이 결정화하는 때, 비정질 조직이 발열한다. 이러한 발열량은, 동일 금속조직 내에 포함되어 있는 비정질 조직의 비율(체적%)에 대하여 변화한다. 즉, 열처리장치로 공급되는 합금의 양이 동일한 경우, 비정질조직의 함유비율이 높아질수록 발열량은 증가한다.
비정질조직을 실질적으로 포함하지 않는 합금분말(비정질합금분말)을 열처리하는 경우에 얻어지는 온도-시간곡선(이하 참조곡선이라고 칭하기도 한다)을 도 1에 도시하였다. 도 1의 그래프에 있어서 가로축은 열처리시간을 표시하고, 세로축은 피열처리물(결정질합금분말)의 온도를 표시한다. 이러한 참조곡선에 있어서도, 피열처리물이 비정질조직을 포함하지 않기 때문에 결정화발열에 기인하는 결정화발열부분이 보이지 않는다. 따라서 열처리의 항온유지시간에 있어서는 피열처리물의 온도가 거의 일정하게 된다.
도 2의 (a) 및 (b)는, 비정질 조직 및 결정질 조직의 체적율에 따라 합금분말의 온도-시간곡선이 어떻게 변화하는가를 모식적으로 보이고 있다. 합금분말이 비정질 조직을 함유하는 경우, 도 2의 (b)에 도시한 바와 같이 결정화 발열에 기인하는 결정화 발열부분(사선부)가 온도-시간곡선상에 나타난다. 이와 같은 온도-시간곡선의 결정화 발열부분은, 비정질조직의 결정화에 수반하여 급격하게 승온하는 부분과, 최고온도에 도달한 후, 서서히 강온하는 부분으로 나누어진다. 본 발명의 명세서에서는, 참고곡선과 현실의 온도-시간곡선과의 사이에 차이가 생기기 시작하는 온도를 T1, 합금분말이 표시하는 최고의 온도를 T2로 한다. 실험에 의하면, 온도(T1)에서 온도(T2) 까지의 사이에, 원료합금온도는 1℃/분, 이상 100℃/초 이하의 승온속도로 상승하는 것이 바람직하다. 온도(T2)는 620℃ 이상 800℃ 이하인 것이 바람직하다.
도 2의 (b)의 결정화 발열부분(사선부)의 크기(면적)은, 비정질조직을 가지는 합금분말에 대해서의 온도-시간곡선과, 비정질조직을 실질적으로 포함하지 않는 결정질합금분말에 대해서의 온도-시간곡선(참조곡선)과의 사이에 있는 차이의 크기를 도시하고 있다. 도 2의 (a) 및 (b)에서 알 수 있는 바와 같이, 합금의 비정질조직의 체적율이 커질수록, 결정화발열부분(사선부)의 면적도 크게 된다. 본 발명자는, 이러한 온도-시간곡선과 참조곡선과의 차이에 상당하는 부분의 면적, 즉 온도-시간곡선의 면적분의 값이 10℃·초 미만의 경우, 100kA/m 이상의 고유보자력을 구비하는 영구자석이 얻어지지 않는 것을 발견하였다. 또한 그 면적분의 값이 10000℃·초를 초과하면, 철계 붕화물의 결정립 성장이 현저하게 되고, 나노오더의 미세금속조직이 형성될 수 없기 때문에, 100kA/m 이상의 고유보자력을 구비하는 영구자석이 얻어질 수 없다는 것도 발견하였다. 따라서 상기 적분값(결정화 발열부의 면적)은, 10℃·초 이상, 10000℃·초 이하인 것이 바람직하다고 말할 수 있다. 또한 특히 우수한 자기특성을 가지는 자석합금을 제조하기 위해서는, 상기 적분값이 500℃·초 이상, 7000℃·초 이하인 것이 보다 바람직하다.
도 2의 (a) 및 (b)에서 알 수 있는 바와 같이, 열처리 공정에 있어서 비정질 조직이 결정화되는 사이에 발생하는 발열에 의하여 급랭 응고합금 자신의 승온속도가 증가한다. 이러한 승온속도가 1℃/분 미만인 경우, 소프트 자성상인 철계 붕화물의 결정립이 크게 성정하고 말기 때문에, 하드 자성상 R2Fe14B와의 교환 상호 작용이 약하게 되고 그 결과 소결 페라이트를 능가하는 0.5T 이상의 잔류자속밀도가 얻어질 수 없다는 것을 알았다. 더욱이 승온속도가 100℃/초를 초과하는 경우에는, R2Fe14B 상의 석출이 저해되기 때문에, 100kA/m 이상의 고유보자력이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에 승온속도는 1℃/분 이상, 100℃/초 이하인 것이 바람직하다. 또한 특히 우수한 자기자성을 발휘시키기 위해서는, 승온속도를 1℃/초 이상 50℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
열처리 공정에 있어서 급랭 응고합금의 최고도달 온도는, 하드자성상인 R2Fe14B상의 석출에 영향을 준다. 최고 도달온도가 620℃ 미만의 경우, R2Fe14B 상이 석출되지 않고, 고유보자력이 발현되지 않는다. 최고도달온도가 800℃를 넘는 경우 소프트 자성상인 철계 붕화물의 결정립이 과도하게 성장하기 때문에 R2Fe14B 상과의 교환 상호작용이 약하게 되고, 0.5T 이상의 잔류자속밀도가 얻어지지 않는다. 이 때문에 최고도달온도는, 620℃ 이상 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 특히 우수한 자기특성을 발휘시키기 위해서는, 650℃ 이상 770℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 사용되는 원료합금은, 결정화를 위한 열처리를 받기 전에 있어서, 금속유리구조를 구비하고 있고, 장거리의 주기적 질서성을 보이고 있지 않는 것이 분말 X선 회절에서 확인되었다. 본 발명자의 실험에 의하면, 합금 용탕의 냉각속도를 조절하는 것에 의하여, 상기 준안정상 Z를 포함하는 금속유리상 합금을 형성하는 것이 가능하고, 그 후의 열처리에 의하여 극히 우수한 자기특성을 발휘하는 것으로 되었다.
본 발명의 방법을 사용하여 제조되는 자석이 자석특성이 우수한 제1이유는, 결정화 열처리공정 전에 있어서의 합금에 점유하는 비정질조직의 체적율이 적절한 크기를 가지고 있기 때문에, Fe3B 등의 결정성장에 필요한 미소전구체(embryo)가 상술한 금속유리상태로 있는 합금 중에 적당한 비율로 분포하고 있기 때문이라고 생각된다. 그 때문에 본 발명에 의한 조건의 것으로 결정화열처리가 시행되면, 합금중에 존재하는 다수의 전구체가 보이는 단거리 질서를 핵으로서 결정 성장이 진행되고, 그 결과, 결정화 발열량도 최적의 것으로 되고, 미세하면서도 균질인 결정 조직이 형성되는 것으로 된다.
준안정상(Z)는, 그 실제의 구조가 아직 확인되지 않고 있으나, X선 회절에서 특정 위치에서 급격한 회절선 피크를 가지고 있기 때문에, 그 존재를 정량적으로 파악하는 것이 가능하다. 준안정상(Z)는, 0.179nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에 첨예한 브래그산란 피크를 보이고, 또한 0.417nm±0.005nm의 결정면간격 및 0.267nm±0.005nm의 결정면 간격에 상당하는 위치에서도, 거의 동일한 레벨의 브래그 산란피크를 보인다. 또한 이들에 더하여 0.134nm±0.005nm 에서도 브래그피크를 보이는 것이 있다.
급랭응고후에 합금중에 존재하는 준안정상(Z)는, 자석화를 위한 열처리에 의하여 열분해하여 최종적으로는 준안정상Fe3B를 생성하는 것도 생각될 수 있다. 이 과정은, Fe3B의 불균일 핵의 생성이 가장 빈번하게 생기는 온도보다 낮은 온도로서 비교적 넓은 범위의 온도에서 진행하는 것으로 생각된다.
준안정상(Z)는, 급랭응고시의 급랭속도가 비교적 작은 경우에 응고박대의 표면부근에 형성되고, 냉각속도가 종래의 액체 급랭법의 경우와 같이 큰 경우에는 생성되지 않는 특징을 가지고 있다. 본 발명에서는 열처리 공정에서의 온도-시간곡선이 소정의 조건을 만족하도록 하고 있고, 이것에 의하여 높은 자기특성을 가지는 나노컴포지트 자석을 제조할 수 있게 된다.
이하 온도-시간곡선에 있어서의 결정화 발열부분의 면적분이 소정 범위에서 어긋한 경우에 무엇이 생기는지를 설명한다.
우선 결정화 발열부분의 면적분값이 너무 큰 경우를 설명한다.
결정화 발열부분의 면적분값이 너무 큰 경우라는 것은, 열처리 전의 합금이 거의 완전한 비정질 상태로 있는 경우에 상당한다. 이 경우, Fe3B의 불균일 핵이 생성되는 사이트의 수가 극히 적기 때문에 후의 열처리에서 Fe3B의 결정립이 크게 성장하는 것으로 된다. 그 결과 미세한 결정조직을 형성할 수 없고, 보자력 등이 저하되고 우수한 자기특성이 발휘될 수 없게 된다.
이와 같이 결정화 발열부분의 면적분값이 너무 큰 경우, 준안정상의 생성이 억제된다. 예를 들면 준안정상(Z)의 존재비율을 X선회절에 의하여 블래그 산란피크의 강도로 평가하면, 준안정상(Z)에 의한 브래그 산란피크 강도는 하로패턴의 최고강도의 5%미만으로 되고, 거의 관찰되지 않는 레벨에 있다. 이 경우, Fe3B 결정화를 위한 핵을 발생하기 위해서는 큰 구동력이 필요하게 되고, 결정화 반응온도가 고온측으로 이동한다. 더욱이 그 경우 일단 결정화 반응이 개시되면, 결정화 반응이 폭발적으로 진행하기 때문에, 단 시간에 대량의 열이 발생하여 원료 합금온도가 높게 된다. 그 결과 원자확산이 고속으로 생기는 레벨까지 원료합금 온도가 상승하여 반응공정의 제어성을 잃고, 조대한 금속조직밖에 얻을 수 없게 된다.
상기 결정화를 위한 열처리를 연속 열처리법으로 수행하는 경우, 단위 시간당의 원료 합금분말 공급량을 낮게 억제하고, 결정화 반응열이 열확산에 의하여 주위에 일탈 가능하도록 할 필요가 있다. 연속열처리법에 대신하여 해치처리법에 의한 경우에도, 동일한 이유에서 원료합금 분말의 처리량을 크게 제한할 필요가 있다.
다음에 결정화 발열부분의 면적분이 너무 작은 경우를 설명한다.
결정화 발열부분의 면적분이 너무 작은 경우에는, 비결정조직이 작은 경우에 상당한다. 그 경우에는, 주기적 규칙성이 긴 범위에 걸쳐 형성되기 때문에, 많은 경우 안정상인 Fe가 결정화되고 만다. 이와 같이 결정화 발열부분의 면적분값이 너무 작으면, 결정상의 블래그 반사 피크의 강도가 하로패턴의 상에 중첩되어 관찰되도록 된다. Fe는 생성시점에서는 고온상의 감마철(면심입방철)인 가능성이 있지만, 실온에서는 체심입방철로 변환한다.
최후에, Fe의 결정핵이 생성되는 과정에서는 결정화 발열부분의 면적분값이 작지는 않지만, 바람직한 범위의 하한에는 달하지 않는 경우를 설명한다. 이러한 경우 결정핵 엠브리오가 이미 큰 조직으로 성장하고 말기 때문에, 후의 열처리공정으로 미세한 결정조직을 형성하는 것이 불가능하게 된다.
이와 같이 결정핵 엠브리오가 이미 큰 조직으로 성정한 상태에 있는 원료합금은, 후의 열처리에 의하여 조대한 금속조직 밖에 생성할 수 없게 된다. 그 이유는 Fe3B의 핵발생 사이트가 감소함과 같이 평행상인 Fe의 결정립 성장이 우선적으로 생기기 때문이다. 열처리 후의 금속조직이 조대화되면, Fe3B나 Fe의 자화방향과 Nd2Fe14B의 자화방향과의 사이의 교환상호작용을 통하여 자기적 결합이 불충분하게 된다. 그 결과, 본래의 나노컴포지트 자석이 가지는 높은 자기특성을 발현시킬 수 없게 된다.
온도-시간 곡선에 있어서, 결정화발열부분의 면적분이 10℃·초 이상 10000℃·초 이하의 범위 내에 포함되도록 하기 위해서는, 본 발명의 조성을 가지는 원료합금의 용탕을 급랭할 때의 냉각속도를 5×103~5×106K/초로 하는 것이 바람직하고, 1×104~ 5×106K/초로 하는 것이 더욱 바람직하다. 이와 같은 냉각속도에서는 합금 용탕을 냉각하기 위해서는, 회전하는 냉각롤의 외주 표면에 용탕을 접촉시켜서 급속히 열을 빼고, 용탕의 일부를 고속응고시킴과 같이 고속응고에 의하여 만들어진 합금 박대를 신속하게 용탕에서 분리하는 것이 필요하다. 이와 같이 하는 것에 의하여 용탕에서 합금 박대로의 열의 유입을 차단하고, 더욱이 열을 빼는 것이 가능하다. 이것에 의하여 합금 박대중에 결정화 상변화 혹은 과도한 구조완화가 일어나는 것을 저지할 수 있다. 그리고 과도한 구조 완화는 준안정상의 생성을 위하여 필요하다.
이와 같은 고속응고를 공업적이면서 정상적으로 안정한 상태로 수행하기 위해서는, 회전하고 있는 롤에 대하여 일정량의 용탕을 공급하는 것이 필요하다. 이를 위해서는, 용탕의 공급원과 롤표면과의 사이에 용탕이 모이는 대기소(리저버로서의 기능)를 안정적으로 형성시키는 것이 바람직하다. 이와 같은 용탕이 모이는 대기소는, 예를 들면 융점 이상으로 가열한 노즐오리피스를 통하여 일정 범위 내의 압력으로 용탕을 정류화하여 분사하면 형성가능하다(제1액체급랭법). 이와 같이 하여 형성되는 용탕의 대기소는, 통상 패들 또는 푸트라고 칭해진다.
용탕의 대기소를 형성하는 방법은 다른 것도 있다. 예를 들면 회전하는 급랭롤의 외주 근방에 내화물을 배치하고, 내화물과 롤 표면과의 사이에 상방(롤 표면의 이동방향)으로 개방된 공간을 형성한다. 이러한 공간 내에 용탕을 주입하여 용탕이 머물도록 하는 것에 의하여 롤 외주면에 용탕을 접촉시키고, 회전하는 롤 외주면 상에 용탕의 급랭응고물을 생성시킨다. 이러한 응고물을 롤 외주면과 같이 상방으로 이동시켜서 용탕이 머무는 부분에서 끌어올리는 방법에 의해서도 달성된다(제2액체급랭법).
다음에 제3액체급랭법을 설명한다. 우선 한쌍의 롤을 외주면이 대응하도록 설치하고, 양 롤 사이에 좁은 간견을 설정한다. 이러한 간격을 롤 측면에서 끼워넣도록 하여 내화물벽을 배치하고, 이것에 의하여 상방으로 해방된 공간을 형성한다. 이러한 간격공간 내에 정상적으로 용탕을 주입하고, 회전하는 롤 표면에 용탕을 접촉시키는 것에 의하여 급랭응고물을 생성한다. 이 때 롤 사이의 간격부분에 롤 표면이 하방을 향하도록 롤을 회전시키고, 롤간의 간격에서 하방을 향하여 급랭응고물을 배출한다. 제3액체급랭법에서는, 수쌍의 회전롤을 더욱 하방으로 설치하고, 다단으로 열을 빼는 것이 가능하다.
상기의 각 급랭방법에 대하여 용탕 대기소를 생성할 필요가 없는 방법도 있다. 이것은, 회전하는 롤을 향하여 용탕의 분무류를 분사하고, 급속히 응고시키는 방법(제4액체급랭법)이다. 그러나 이러한 방법에서는, 롤표면에 부딪혀 붙어있는 용탕 액적의 체적 및 속도에 의존하여 급랭응고속도가 변화하고 만다. 그러나 용탕액적의 체적 및 속도는 수배~수십배의 범위에서 분포되기 때문에, 상술한 제1 내지 제3액체급랭법에 비하여 급랭속도의 분포범위가 넓게 되는 경향이 있다. 그 결과 조업 조건의 설정을 경험적으로 결정할 필요가 있다.
그리고 상기 액체급랭법에서는, 어떠한 경우에도 롤 내부에 물 등을 흘리는 것에 의하여 롤자체를 냉각하고, 롤 외주면의 온도를 일정값으로 유지하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 급랭전의 합금 온도(용탕온도)(Tm)에서 400~800℃ 만큰 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시킨다. 상술한 회전롤를 이용하는 어떠한 방법에 있어서도, 용탕의 대기소와 롤외주면과의 접촉 길이는 공학적 관점에서 어떤 일정값 이상으로 하는 것이 곤란하다. 즉, 제2액체급랭법의 경우 용탕 대기소의 크기를 어떤 일정 범위 이상으로 하면, 용탕 대기소의 생성 상태가 불안정하게 되고, 정상상태를 유지할 수 없다. 제2액체급랭법에서는, 용탕 대기소를 위한 공간을 설계하고 있기 때문에 이러한 상한값은 어느정도 완화되지만, 롤과 용탕과의 접촉 길이가 길게 되면 응고물에 용탕에서의 열의 유입이 계속되기 때문에 응고물의 구조에 변화가 생기게 된다. 이들 관점에서 공업적 조업에 있어서는 접촉길이를 약 5mm 이상 50mm 이하로 하는 것이 바람직하다.
롤 표면의 이동속도는, 상기 접촉길이를 규정하는 접촉 영역 내에 있어서의 소망의 냉각속도를 달성하도록 조정된다. 바람직한 롤표면의 이동속도는 제1액체급랭법의 경우 6~20m/초 정도이고, 제2액체냉각법의 경우 2~8m/초 정도이다. 따라서 접촉길이가 10mm, 표면속도가 6m/초의 경우 1200℃ 에서 800℃ 까지 급랭되면 2.4X105K/초의 냉각속도가 얻어지는 것으로 된다.
냉각조건 및 용탕과 롤과의 접촉 길이에서 요구되는 최저의 롤 표면속도는, 예를 들면 접촉길이 50mm 의 경우, 1200℃에서 800℃ 까지의 폭 400K의 온도구간을 최저 냉각속도 5X103K/초로 냉각하는 조건에 상당한다. 접촉 시간은 400K÷5X103K/초에서 0.08초인 것이 요구되기 때문에, 최저 롤표면속도는 50mm÷0.08초에서 약 0.63m/초 로 된다. 한편 최고의 롤 원주속도는, 예를 들면 접촉길이 5mm로서 1200℃ 에서 400℃까지 폭 800K의 온도구간을 5X106K/초로 냉각하는 것에 상당하고, 동일하게 하여 31.3m/초로 된다.
롤 표면 속도가 늦으면, 용탕 공급 레이트 변동의 영향을 받기 쉬게 되기 때문에 바람직하지 않다. 또한 롤표면 속도가 너무 빠르면 용탕 대기소를 교란하여 정상상태의 유지가 곤란하게 되고 더욱이 롤이 고속회전에 의한 원심력에 견디도록 기계 강도를 높일 필요성이 생기기 때문에 바람직하지 못하다. 따라서 상술한 바와 같이 안정한 공업적 조업을 실현하기 위해서는, 제2급랭밥법에서는 통상 6~20m/초 정도, 제2급랭방법에서는 2~8m/초 정도가 바람직하다.
냉각속도 5X103~ 5X106K/초 로서 상술한 방법에 의하여 얻어지는 합급의 두께는 통상 20 ~ 300㎛ 정도의 범위 내에 있다. 급랭응고에 있어서 응고계면의 이동속도는 용탕과 롤표면과의 전열계수에 의하여 변화하지만 본 합급계에서는 50mm/초 ~ 100mm/초 정도이다. 따라서 합급박대의 두께는, 예를 들면 접촉 길이가 10mm/초로서 1200℃에서 800℃ 까지 냉각하면, 접촉시간이 0.167미리초로 되기 때문에, 약 80~170㎛이다.
이하 도면을 참조하면서 본 발명의 실시예를 설명하기로 한다.
[원료합금 및 그 분말의 제조방법]
본 실시예에서는 도 3의 (a) 및 (b)에 도시한 장치를 이용하여 원료합금을 제조한다. 산화하기 쉬운 희토류 원소를 포함하는 원료합금을 산화를 방지하기 위하여, 불활성가스 분위기 하에서 합금제조공정을 실행한다. 불활성 가스로서는, 헬륨 또는 아르곤 등의 가스를 사용하는 것이 바람직하다. 질소는 희토류 원소와 반등하기 쉽기 때문에, 불활성가스로서 사용하는 것은 바람직하지 못하다.
도 3의 장치는, 진공 또는 불활성 가스분위기를 유지하고, 그 압력을 조정하는 것이 가능한 원료합금의 용해실(1) 및 급랭실(2)을 구비하고 있다.
용해실(1)은, 소망의 자석합금 조성으로 되도록 배합된 원료(20)를 고온으로 용해하는 용해로(3)와, 저부에 출탕 노즐(5)을 구비하는 저탕용기(4)와, 대기의 진입을 억제하면서 배합원료를 용해로(3) 내에 공급하기 위한 배합원료 공급장치(8)를 구비하고 있다. 저탕용기(4)는 원료합금의 용탕(21)를 저장하고, 그 출탕온도를 소정의 레벨로 유지 가능한 가열장치(도시 생략)을 구비하고 있다.
급랭실(2)는, 출탕노즐(5)에서 나온 용탕(21)을 급랭응고하기 위한 회전 급랭롤(7)과, 이것에 의하여 급랭 응고된 원료합금을 급랭실(2) 내에서 파쇄하는 파단기(10)를 구비하고 있다. 이러한 장치에 의하면 용해, 출탕, 급랭응고, 파단 등을 연속이면서도 평행하게 실행하는 것이 가능하게 된다. 이와 같은 장치는 예를 들면 일본국 특허 공개 평성8-277403호 공보에 상세하게 기재되어 있다.
이러한 장치에 있어서는, 용해실(1) 및 급랭실(2) 내의 분위기 및 그 압력이 소정의 범위로 제어된다. 그 때문에 분위기 가스공급구(1b,2b,8b 및 9b)와 가스배기구(1a,2a,8a 및 9a)가 장치의 적절한 개소에 설치되어 있다.
용해로(3)는 회동 가능하고, 로트(6)을 통하여 용탕(21)을 저탕용기(4) 내에 적절하게 주입할 수 있다. 용탕(21)은 저탕용기(4) 내에 있어서 도시하지 않은 가열장치에 의하여 가열된다.
저탕용기(4)의 출탕노즐(5)은, 용해실(1)과 급랭실(2)의 격벽에 배치되고, 저탕용기(4) 내의 용탕(21)을 하방에 위치하는 냉각롤(7)의 표면으로 흘러내린다. 출탕노즐(5)의 오리피스경은, 예를 들면 0.5~2.0mm 이다. 용탕(21)의 점성이 큰 경우, 용탕(21)은 출탕노즐(5) 내부를 흐르기 어렵게 되지만, 용해실(1)과 급랭실(2)과의 사이에 적당한 크기의 압력차를 형성하는 것에 의하여 용탕(21)의 출탕을 부드럽게 실행할 수 있다.
냉각롤(7)의 표면은 예를 들면 크롬도금층으로 덮혀 있고, 냉각롤(7)의 직경은 예를 들면 300~500mm 이다. 냉각롤(7) 내에 설치된 수냉장치의 수냉능력은, 단위시간당의 응고잠열과 출탕량에 따라 계산되고, 조절된다.
본 장치에 의하면, 예를 들면 합계 20Kg의 원료합금을 20~40분간에 급랭응고시킬 수 있다. 이와 같이 형성된 합금은, 파단전에 있어서는 두께:70~150㎛, 폭:1.5~6mm의 합금박대(합금리본)(22)이지만, 파단장치(10)에 의하여 길이 2~150mm 정도의 합금박편(23)으로 파쇄되 후, 회수기구부(9)에 의하여 회수된다. 도시하고 있는 장치의 예에서는, 회수기구부(9)에 압축기(11)를 구비하고 있고, 이것에 의하여 박편(23)을 압축하는 것이 가능하다.
다음에 도 3의 장치를 사용하는 원료합금의 제조방법을 설명한다.
우선 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu의 어느 것인가로 표시되는 나노컴포지트 자석용 합금의 용탕(21)을 제작하고, 용해실(1)의 저탕용기(4)에 저장한다. 여기서 R, M, 조성비 x,y,z, 및 u의 범위 등은 상술한 바와 같다.
다음에 상기 용탕(21)은 출탕노즐(5)에서 수냉롤(7) 상으로 출탕되고, 수냉롤(7)과의 접촉에 의하여 급랭되어 응고된다. 액체급랭법으로서는, 냉각속도의 고정도의 제어가 가능한 방법을 사용할 필요가 있고, 본 실시예에서는 액체급랭법의 하나인 편롤법을 사용하고 있다. 급랭응고를 위해서는, 그 외에 가스어트마이즈법을 사용하는 것도 가능하지만, 이러한 방법에 의하면 냉각속도가 분말입경에 크게 의조하여 변화하고, 적절한 냉각속도를 지난 분말입자의 수율을 높일 수 없기 때문에 본 발명에는 부적당하다.
본 실시예에서는, 용탕(21)의 냉각응고에 있어서, 냉각속도를 5X103~5X106K/초로 한다. 이러한 냉각속도로 합금의 온도를 ΔT1만큼 낮은 온도로 저하시킨다. 급랭전의 합금용탕(21)의 온도는 융점(Tm)에 가까운 온도(예를 들면 1200~1300℃)이기 때문에, 합금의 온도는 냉각롤(7) 상에서 Tm에서 (Tm- ΔT1)까지 저하된다. 본 발명자의 실험에 의하면, 최종적인 자석특성을 향상시킨다고 하는 관점에서 ΔT1은 400~800℃의 범위 내에 있는 것이 바람직하다.
합금의 용탕(21)이 냉각롤(7)에 의하여 냉각되는 시간은, 회전하는 냉각롤(7)의 외주표면에서 합금이 접촉하고 나서 분리되기 까지의 시간에 상당하고, 본 실시예의 경우에는 0.5~2미리초이다. 이 사이에 합금의온도는 더욱 ΔT2만큼 저하되고 응고된다. 그 후, 응고된 합금은 냉각롤(7)에서 분리되고, 불활성 분위기 중을 비행한다. 합금은 박대상으로 비행하고 있는 사이에 분위기가스에 열을 빼앗긴 결과, 그 온도는 (Tm-ΔT1-ΔT2)로 저하된다. ΔT2는, 장치의 사이즈나 분위기가스의 압력에 의하여 변화하지만, 약 100℃ 또는 그 이상이다.
본 실시예에서는, 합금박대(22)의 온도가 (Tm-ΔT1-ΔT2)로 된 단계에서 장치 내에서 신속하게 파쇄공정을 실행하고, 그 때 합금박대(23)를 제작한다. 그를 위하여 (Tm-ΔT1-ΔT2)가 합금의 유리화온도(Tg) 보다 낮게 되도록(ΔT1+ΔT2)의 크기를 조절하는 것이 바람직하다. 만일 (Tm-ΔT1-ΔT2)≥Tg이면, 합금이 연화된 상태이고, 그 파단이 곤란하게 되기 때문이다. 응고합금의 파단, 파쇄공정을 다른 장치에서 별도 실행하는 경우에는, 합금온도가 실온정도로 저하되기 때문에, (ΔT1+ΔT2)의 크기를 고려할 필요는 없다.
그리고 급랭실(2) 내의 절대압력은, 2~30kPa의 범위 내로 설정하는 것이 바람직하고, 3~10kPa의 범위내로 설정하는 것이 더욱 바람직하다. 이와 같은 감압상태에서 용탕(21)을 냉각로로(7) 상으로 흘리면, 용탕(21)과 롤(7)의 표면과의 사이에 분위기가스가 들어올 우려가 없게 되고, 용탕(21)의 냉각속도를 종래보다 낮게 하여도, 냉각상태가 균일화되며, 표면상태가 우수한 합금박대(22)가 얻어질 수 있기 때문이다. 이것에 대하여 상압분위기 중에 있어서, 본 실시예와 같이 늦은 원주속도로 회전하는 냉각롤 상에 용탕(21)을 떨어뜨리면, 합금박대(22)의 표면형상이 열화되고 말 우려가 있다.
또한 본 실시예와 같이 급랭응고공정에 이어서 파쇄장치에 의한 응고합금의 파쇄공정을 신속하게 실행하면, 긴 합금리본으로서 냉각롤에서 토출되는 급랭합금을 비교적 좁은 공간내에서 컴팩트하게 회수할 수 있다. 급랭응고장치와 파쇄장치를 별도로 구성하면, 일단 급랭합금을 긴 박대로 하고, 팽창한 상태로 수납할 필요가 생긴다.
파단장치에 의하여 파쇄된 합금박대편을 공지의 기계적 분쇄장치에 의하여 더욱 분쇄하면, 열처리공정이나 그 후의 성형공정에 적절한 크기의 합금 분말을 제작하는 것이 가능하다. 본 실시예에서는, 파워밀장치로서 약 850㎛ 이상으로 되기 까지 합금의 조분쇄를 수행한 후, 핀디스크밀장치에 의하여 입도가 약 150㎛ 이하로 되기 까지 분쇄한다.
[나노컴포지트 자석분말의 제조방법]
이하에서는 도 4를 참조하면서, 상기 원료합금분말에 대하여 수행하는 열처리방법을 설명한다.
도 4는, 후프벨트를 이용한 분말 소성로 장치를 도시하고 있다. 이러한 장치는, 본체(28)에 의하여 회전 가능하게 지지되는 회전롤(24 및 25)와, 이들 회전홀(24 및 25)의 회전에 의하여 일방향으로 소정 속도로 구동되는 후프벨트(26)를 구비하고 있다. 원료합금의 분말은 후프벨트(26) 상의 원료 피드위치(A)에 공급되고, 도면에서 좌측으로 운반된다. 후프벨트(26) 상에 공급되는 분말은 조절판(27)에 의하여 고르게 되고, 이것에 의하여 분말의 높이가 일정한 레벨 이하(예를 들면 높이 2~4mm)으로 조절된다. 그 후, 분말은 금속튜브에 둘러싸여져 가열존으로 들어오게 되고, 여기서 미결정화를 위한 열처리를 받는다. 가열존(예를 들면 길이 1100mm) 내에서는, 예를 들면 3존으로 나누어서 도시하지 않은 히터가 배치되어 있다(1존의 길이는 예를 들면 300mm). 분말은 가열존 내를 이동하면서, 열처리를 받게 된다. 가열존의 후단에는, 예를 들면 길이 800mm의 냉각존(C)가 존재하고, 분말은 수냉된 금속통 내를 통과하는 것에 의하여 냉각된다. 냉각된 분말은, 회전롤(25)의 좌하방에서 도시하지 않은 회수장치에 의하여 회수된다.
이러한 열처리장치에 의하면, 부여된 가열존의 길이에 대하여, 후프벨트(26)의 이동속도를 조정하는 것에 의하여 열처리공정을 제어할 수 있다.
도 5는 회전튜브를 사용하는 분말 소성로 장치를 도시하고 있다. 이러한 장치는, 본체(31)에 의하여 회전 가능하게 지지되는 회전튜브(32)를 구비하고 있고, 본체(31)의 편단을 쟈키(33)에 의하여 상승시키는 것에 의하여 회전튜브(32)에 경사를 부여할 수 있다. 회전튜브(32)는, 예를 들면 스테인레스강 등의 내열금속에 의하여 형성되고, 그 길이는 3000mm의 것이 사용될 수 있다. 또한 회전튜브(32)에는 치차가 설치되어 있고, 상기 치차는 금속체인을 통하여 도시하지 않은 동력모터에 결합되어 있다. 동력모터가 회전하면, 그 회전력이 금속체인을 통하여 치차에 전달되고, 이것에 의하여 회전튜브(32)가 회전하게 된다.
원료합금의 분말은, 원료피더(34)에서 회전튜브(32)의 내부로 공급되고, 경사배치된 회전튜브(32) 내를 도면상에서 우방향으로 운반한다. 원료합금분말은, 튜브(32)의 회전에 따라서 자중에 의하여 튜브 내벽을 미끄러지고, 회전튜브(32)의 타단에 설치된 배출구(35)를 향한다. 회전튜브(32)의 외주벽의 일부는 도시하지 않은 히터에 의하여 둘러싸이고, 가열존을 형성하고 있다. 가열존(예를 들면 길이 1500mm)에는, 예를 들면 3존으로 나누어져 도시하지 않은 히터가 배치되어 있다. 분말은 가열존 내를 이동하면서, 열처리를 받게 된다.
가열존의 후단부분에는, 예를 들면 길이 500mm의 냉각존이 설치되어 있어도 좋다. 냉각존을 설치하는 대신에, 회전튜브(32)의 일부를 대기중에 노출시키도록 하여도 좋다. 분말은, 회전튜브(32) 내에 있어서 가열존을 통과한 후, 가열존의 후단부분에 있어서 냉각된다. 냉각된 분말은, 우하방에서 도시하지 않은 회수조에 의하여 회수된다.
이러한 열처리장치에 의하면, 가열존의 길이, 회전튜브의 기름, 합금분말의 안식각에 대한 회전튜브의 기울기, 회전튜브의 단위 시간당의 회전수 등을 변화시키는 것에 의하여, 합금분말의 튜브 내 이동속도를 조절하는 것이 가능하다. 합금분말의 튜브 내 이동속도를 조정하면, 열처리 공정을 제어하는 것이 가능하다.
열처리로서는, 예를 들면 상승레이트 100~150℃/분으로, 열처리 온도 550~700℃까지 상승시키고, 그 상태를 5~15분 정도의 사이에 유지시키면 된다. 그 후 합금온도를 강온레이트 100~150℃/분으로 실온레벨까지 저하시키는 것이 바람직하다.
그리고 열처리의 처리분말량을 증대시키기 위해서는, 예를 들면 도 2의 장치의 경우, 후프벨트(26)의 폭을 넓히고, 후프벨트(26)의 단위길이당의 분말 공급량을 크게하는 한편, 가열존의 길이를 길게하고, 회전롤러(24 및 25)의 회전원주속도를 빨이하면 된다. 본 발명에 의한 합금 분말에 의하면, 열처리에 대하여 급격하게 큰 결정화 반응열이 생성되지 않기 때문에, 열처리 공정에 있어서 합금 분말의 온도제어가 용이하다. 그 결과 분말 공급량을 증가시켜도, 안정된 자기특성을 가지는 자석분말을 제조할 수 있다.
상기 열처리장치에 의한 열처리를 받은 원료분말은, 상술한 바와 같이 미결정화하고, 나노컴포지트 자석으로서의 특성을 발휘할 수 있게 된다. 이와 같이 하여, 열처리 전에 있어서는 금속유리상태이고, 경질자성재료로서의 특성을 보이지 않던 원료합금분말이, 열처리에 의하여 자기특성이 우수한 나노컴포지트 자석합금 분말로 변하게 된다.
[자석의 제조방법]
이하에서는, 상기 나노컴포지트 자석합금분말에서 자석을 제조하는 방법을 설명하기로 한다.
우선, 전술한 바와 같이하여 얻어진 나노컴포지트 자석합금분말에, 에폭시 수지로 되는 바인더와 첨가제를 첨가하고, 혼련하는 것에 의하여 컴파운드를 제조한다. 다음에 컴파운드의 소망 형상의 성형공간을 가지는 성형장치에 의하여 프레스 성형한 후, 가열경화공정, 세정공정, 코팅공정, 검사공정, 착자공정을 경과하여, 최종적인 본드자석을 얻을 수 있다.
성형가공은, 상술한 압축성형에 한정될 수 없고, 공지의 압출성형, 사출성형, 또는 압연성형에 의해서도 가능하다. 자석분말은, 채용되는 성형법의 종류에 따라서 플라스틱수지나 고무도 혼련할 수 있음을 물론이다.
그리고 사출 성형에 의하는 경우, 수지로서 넓게 사용되고 있는 폴리이미드(나이론) 이외에, PPS와 같이 고연화점수지를 사용할 수 있다. 이것은 본 발명의 자석분말이 저희토류합금에서 형성되고 있기 때문에, 산화되기 어렵고, 비교적 높은 온도에서 사출 성형을 수행하여도 자석특성이 열화되지 않기 때문이다.
또한 본 발명의 방법으로 제조한 자석은 산화되기 어렵기 때문에, 최종적인 자석 표면을 수지막으로 코팅할 필요도 없다. 따라서 예를 들면 복잡한 형상의 슬롯트를 가지는 부분의 슬롯트 내에 사출 성형에 의하여 본 발명의 자석 분말 및 용융수지를 압입하고, 이것에 의하여 복잡한 형상의 자석을 일체적으로 구비하는 부품을 제조하는 것도 가능하다.
[모터]
다음에 이와 같이 하여 제조되는 자석을 구비하는 모터의 실시예를 설명한다.
본 실시예의 모터는, IPM(Inner Permanent Magnet)형 모터이고, 상술한 제조방법에 의하여 제조된 본드자석을 일체형 로터의 스프링자석으로 사용한다.
그리고 본 발명의 자석은, 이러한 종류의 모터 이외에도, 다른 종류의 모터나 액츄에이터에 적절하게 사용될 수 있는 것은 당연하다.
[실시예]
본 실시예에서는, 절대압력이 30kPa 이하의 아르곤 분위기 중에서 상술한 급랭응고공정을 수행하였다. 냉각롤로서는 두께 5~15㎛의 크롬도금층으로 피복한 동합금제의 롤(지름 350mm)를 사용하였다. 이러한 동합금제롤을 100m/초 의 원주속도로 회전시키면서, 그 외주표면상에 원료합금의 용탕을 낙하하고, 급랭응고시킨다. 용탕의 온도는 복사온도계로 측정한 결과, 1300℃이었다. 용탕은 오리피스에서 매초 10~20g의 레이트로 직경 1.3~1.5mm로 하여 낙하시켰다.
조 성 (원자%)
R Fe B M
본발명 1 Nd3 Fe78.5 18.5
2 Nd3.5 Fe76+Co2 18.5
3 Nd4.5 Fe73+Co2 18.5 Cr2
4 Nd4.5 Fe73+Co2 18.5 Cr2
5 Nd4.5 Fe73+Co2 18.5 Cr2
6 Nd3.5+Pr1 Fe74+Co3 17.5 Si1
7 Nd3.5+Dy1 Fe75+Co1 18.5 Cr1
비교예1 8 Nd3 Fe78.5 18.5
9 Nd4.5 Fe74+Co1 18.5 Cr2
10 Nd4.5 Fe74+Co1 18.5 Cr2
비교예2 11 Nd3.5 Fe76+Co2 18.5
12 Nd4.5 Fe73+Co2 18.5 Cr2
참조곡선 S(℃·sec) 온도-시간곡선
승온속도(℃/sec) 항온보지온도(℃) 항온보지시간(℃) T1(℃) 결정화시승온속도(℃/sec) T2(℃)
본발명 1 2 620 6 2500 590 25 690
2 2 640 6 2500 595 22 720
3 2 600 5 100 600 25 660
4 2 610 6 3200 600 25 710
5 2 610 6 2550 600 20 720
6 3 640 10 4125 600 15 730
7 3 620 10 3900 610 20 725
비교예1 8 2 620 6 0 590 2 620
9 2 600 6 0 600 0 600
10 2 620 6 0 600 2 620
비교예2 11 2.25 670 6 12100 595 29 750
12 2.25 640 7 10570 600 29 740
표 2에 있어서, 참조곡선은, 전술한 바와 같이, 비정질조직을 실질적으로 포함하지 않는 합금분말을 열처리한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선이다. 여기서는, 표 1에 기재된 비교예 1의 조성을 가지는 합금에 대하여 열처리공정을 수행한 때 얻어지는 비교예의 온도-시간곡선이 참조곡선에 상당한다. 비교예 1에 사용된 급랭응고합금은, 비정질조직이 거의 형성되지 않는 조건에서 작성된 것이다.
본 실시예의 원료합금을 850㎛ 이하의 입경을 가지는 분말로 파쇄한 후, 원료합금분말에 열처리를 시행하였다. 열처리는, 시료(5)에 대하여 로터리튜브로를 사용하고, 그 이외의 시료에 대해서는 후프벨트식 연속열처리로를 사용하여 수행하였다. 각 시료에 대하여, 참조곡선과 온도-시간곡선과의 차이를 면적분의 값(S), 및 결정화 발열개시온도(T1)에서 결정화에 따르는 발열에 의하여 도달하는 촤고온 도(T2)에 이르는 상승온도가, 표 2에 도시한 값으로 되도록 열처리를 시행하였다.
표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 어떠한 실시예에 있어서도, 온도-시간곡선과 참조곡선의 차이의 면적분은 10℃·초 이상, 10000℃·초 이하의 범위 내에 있다. 그리고 표 1에 있어서, 예를 들면 "R"의 란에 기재되어 있는, "Nd3.5+Pr1"이라는 표기는, 희토류원소(R)로서 Nd와 Pr을 함유하고, 각각의 조성비가 3.5원자% 및 1원자% 인것을 의미하고 있다. 또한 표 1의 "B"의 란에 기재되어 있는 "18.5"라는 표기는, 보론을 포함하고, 그 조성비가 18.5원자%인 것을 의미하고 있다.
열처리 종료후, 자기 특성을 측정하였다. 그 결과를 표 3에 표시한다.
열처리로 Br(T) HcJ(kA/m)
본발명 1 후프벨트식연속열처리로 1.27 328
2 후프벨트식연속열처리로 1.09 340
3 후프벨트식연속열처리로 0.73 210
4 후프벨트식연속열처리로 0.96 370
5 로터리튜브로 0.96 380
6 후프벨트식연속열처리로 1.04 328
7 후프벨트식연속열처리로 1.03 400
비교예1 8 후프벨트식연속열처리로 0.6 100
9 후프벨트식연속열처리로 0.3 120
10 후프벨트식연속열처리로 0.6 110
비교예2 11 후프벨트식연속열처리로 0.70 250
12 후프벨트식연속열처리로 0.75 180
이러한 측정은, 자석합금의 분말 30mg를, 외경 6mm, 내경 2mm, 높이 10mm의 원통형 용기 중에 파라핀과 같이 넣은 후, 약 1T의 자계를 원통형 용기의 높이 qkd향을 향하면서 가열에 의하여 파라핀을 용해하고, 공냉에 의하여 재응고시키는 것으로 자석분말을 자화방향으로 조절하여 고정하여 수행하였다. 그리고 자석분말의 밀도는 7.5g/cm3이었다.
도 6은, 실시예의 열처리 전후에 있어서의 Cu-Kα의 특성 X선회절의 패턴을 보이는 그래프이다. 이 그래프에서 알 수 있는 바와 같이, 열처리전의 패턴에는 결정상의 피크는 보이지 않는다. 열처리전은, 90체적% 이상이 비정질이기 때문에, 45도 부근을 정점으로 하는 브로드패턴이 나타난다. 열처리 전후의 패턴은, 철계붕화물(흑환)와 R2Fe14B(백환)이 공존하는 결정상이 90체적% 이상을 점유하고, 각 구성상의 평균 결정입경이 10~50nm의 미세결정인 것을 보이고 있다.
[비교예 1]
표 1에 도시한 조성을 가지는 용탕을 사용하고, 실시예와 동일한 프로세스를 실행하였다. 실시예와 다른 점은, 용탕의 냉각속도에 있고, 이러한 비교예에서는 롤원주속도를 2.0~4.0m/초로 하였다. 다른 조건은, 실시예의 조건과 실질적으로 동일하다. 표 2에서 참조곡선과 온도-시간곡선과의 차이의 면적분값(S)가 제로인 것을 알 수 있다. 본 비교예에 관한 열처리 후의 자기 특성도 표 3에 도시하고 있다. 표 3에서, 비교예의 보자력 및 잔류자속밀도는 어떠한 것도, 실시예와 비교하여 낮고, 자석특성이 열화되어 있음을 알 수 있다.
[비교예 2]
표 1에 도시한 조성을 구비하는 용탕을 사용하여, 실시예와 동일한 프로세스를 실행하였다. 실시예와의 상이점은 열처리 조건이 다름에 있다. 구체적으로는 후프벨트에 공급되는 분말의 적층높이를 증가시키고(공급량을 증가시킴), 참조곡선과 온도-시간곡선과의 차이의 면적분값(S)가 10000℃·초를 초과하도록 하였다. 본 비교예 관한 열처리후의 자기특성도 표 3에 도시하고 있다. 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 비교예의 보자력 및 잔류자속밀도는, 어떠한 것도, 실시예와 비교하여 낮고, 자석특성이 열화되고 있음을 알 수 있다.
[조성 한정 이유]
마지막으로, 합금 조성의 한정 이유를 설명한다.
희토류원소(R)은, 하드 자성상인 R2Fe14B에 필소의 원소이다. 본 발명에서의 R은, Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지부분이 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0%이상 10% 미만 함유하고 있다. Pr 및 Nd의 어떠하나의 원소는, 일축결정자기 이방성을 가지는 R2Fe14B를 생성하기 위하여 불가결하다. Pr 및 Nd 이외의 희토류 원소는, 적절하게 임의로 선택된다. R의 조성비는, 2원자%를 하회하면 보자력 발생의 효과가 너무 작아서 바람직하지 않다. 한편 R의 조성비가 6원자% 를 초과하면, Fe3B상 및 Nd2Fe14B 상이 생성되지 않고, α-Fe상이 주상으로 되고 말기 때문에, 보자력이 현저하게 저하되는 것으로 된다. 이상의 것에서, R의 조성비(x)에 대해서는 2≤x≤6인 것이 바람직하다는 것을 알 수 있다.
B는, 소프트 자성상인 Fe3B 및 하드 자성상인 R2Fe14B의 양방에 있어서 필수원소이다. B의 조성비(y)가 16~20원자%의 범위에서 벗어나면 소망의 보자력이 발휘되지 않기 때문에, B의 조성비(y)에 대해서는 16≤y≤20인 것이 바람직하다. 더욱이 B가 이러한 조성범위를 벗어나면, 융점이 상승하고, 용해온도 및 저탕용기의 보온온도를 높일 필요가 생기고, 또한 비정질 생성능력도 저하되기 때문에 소망의 급랭합금 조직이 얻어지기 어렵게 된다.
Co는, 큐리온도를 향상시키는 것에 의하여 자기특성의 온도변화 의존성을 감소시키고, 그 결고 자기 특성을 안정화시킨다고 하는 기능을 가진다. 또한 합금용탕의 점성을 개선한다고 하는 기능도 있고, 용탕 낙하 레이트의 안정화에도 기여한다. Co의 첨가비율은 0.02원자%를 하회하면 상기 기능이 충분히 발휘되지 않고, 7원자%를 초과하면 자화특성이 저하하기 시작한다. Co의 첨가는, 이들의 기능을 발휘시키고자 하는 경우에 수행하면 좋고, 본 발명의 효과를 얻는 위에서, Co의 첨가가 불가결한 것은 아니다. Co를 첨가하는 경우에는, 상술한 이유에서 그 조성비(z)에 대해서는 0.2≤z≤7 이 성립하는 것이 바람직하다.
M은, 보자력을 가능한 한 증가시키고자 하는 경우 등에 첨가한다. M 의 첨가비율이 0.01원자%를 하회하면, 보자력 증가가 충분하게 관찰되지 않고, M의 첨가비율이 7원자%를 넘으면 자화가 저하한다. 따라서 M을 첨가하는 경우에는, 그 조성비(u)에 대해서 0.1≤z≤7이 성립하면 바람직하다. M 가운데, Cr은 보자력 증가 이외에 내식성 향상의 효과도 발휘한다. 또한 Cu, Au, Ag는 결정화 열처리 공정에서의 적정온도범위를 확대하는 효과가 있다.
본 발명에 의한 나노컴포지트 자석분말의 제조방법에 의하면, Fe3B 등의 결정화에 필요한 결정핵이 비정질 조직과 적당한 비율로 원료합금 중에 존재하는 상태에서 자석화 열처리를 수행하는 것으로 되기 때문에, 미세하면서도 균일한 금속조직을 형성하는 것이 가능하고, 높은 자석특성의 발현을 가능하게 한다.
본 발명의 제조방법에 의하여 제조되는 나노컴포지트 자석은, 우수한 자석 특성을 발휘하기 때문에, 모터나 액츄에이터 등의 특성을 낮은 코스트로 향상시킬 수 있게 된다.

Claims (10)

  1. 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu으로 표시되는 나노컴포지트 자석용 합금으로, R은 Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지 부분이 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군 중에서 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비(x,y,z 및 u)가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7 및 0.01≤u≤7을 만족하고, 더욱이 준안정상과 비정질조직이 금속조직 내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석용 원료합금 분말을 준비하는 공정과,
    상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 시행하고, 이것에 의하여 상기 비정질 조직에서 Fe3B화합물 및 Fe-R-B계 화합물의 결정화를 실행하는 열처리 공정을 포함하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법으로,
    상기 열처리 공정에 있어서 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도 및 열처리 시간에 의하여 표현되는 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않는 금속에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 차이가 적분값 10℃·초 이상, 10000℃·초 이하의 범위 내에 있는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 비정질 조직의 결정화 발열에 의하여, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않은 금속에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 사이에 차이가 생기기 시작하는 온도(T1)에서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 보이는 최고의 온도(T2)까지, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 온도가 1℃/분 이상 100℃/초 이하의 승온온도로 상승하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서, 상기 열처리공정에 있어서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 보이는 최고의 온도(T2)가 620℃ 이상, 800℃ 이하인 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 나노컴포지트 자석용 원료합금 분말을 준비하는 공정은,
    상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과,
    상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과,
    상기 급랭응고된 원료합금을 파쇄하는 공정과,
    상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고,
    상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 급랭속도를 5X103~ 5X106K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도(Tm)에서 400 ~ 800℃ 만큼 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석분말의 제조방법.
  5. 일반식이 Fe100-x-yRxBy, Fe100-x-y-zRxByCoz, Fe100-x-y-uRxByMu, 또는 Fe100-x-y-z-uRxByCozMu으로 표시되는 나노컴포지트 자석용 합금으로, R은 Pr 및 Nd의 일측 또는 양측의 원소를 90원자% 이상 함유하고, 나머지 부분이 다른 란탄계열 원소 또는 Y의 일종 이상의 원소를 0% 이상 10% 미만 함유하는 희토류원소이고, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au 및 Ag로 되는 군 중에서 선택된 일종 이상의 원소이고, 조성비(x,y,z 및 u)가, 2≤x≤6, 16≤y≤20, 0.2≤z≤7 및 0.01≤u≤7을 만족하고, 더욱이 준안정상과 비정질조직이 금속조직 내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말을 준비하는 공정과,
    상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말에 대하여 열처리를 시행하고, 이것에 의하여 Fe3B화합물 및 Fe-R-B화합물의 결정화를 실행하는 열처리공정과,
    상기 열처리 후의 원료합금의 분말을 이용하여 성형체를 형성하는 공정을 포함하는 나노컴포지트 자석의 제조방법으로,
    상기 열처리 공정에 있어서의 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도 및 열처리 시간에 의하여 표현되는 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않는 금속에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 차이가 적분값이 10℃·초 이상, 10000℃·초 이하의 범위 내에 있는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 비정질조직의 결정화 발열에 의하여, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말의 온도-시간곡선과, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금과 동일한 조성을 가지는 당량의 합금으로 상기 비정질조직을 구비하고 있지 않은 합금에 대하여 상기 열처리공정과 동일한 열처리를 수행한 경우에 얻어지는 온도-시간곡선과의 사이에 차이가 생기기 시작하는 온도(T1)에서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 보이는 최고의 온도(T2)까지, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 온도가 1℃/분 이상, 100℃/초 이하의 승온속도로 상승하는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 열처리 공정에 있어서, 상기 나노컴포지트 자석용 원료합금의 분말이 보이는 최고의 온도(T2)가 620℃ 이상 800℃ 이하인 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법.
  8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 나노컴포지트 자석용 원료합금분말을 준비하는 공정은,
    상기 원료합금의 용탕을 형성하는 공정과,
    상기 용탕을 급랭응고시키는 공정과,
    상기 급랭응고된 원료합금을 파쇄하는 공정과,
    상기 원료합금을 분쇄하는 공정을 포함하고,
    상기 급랭응고공정에 있어서, 상기 합금의 냉각속도를 5X103~ 5X106K/초로 하고, 급랭전의 합금의 온도(Tm)에서 400 ~ 800℃ 만큼 낮은 온도로 합금의 온도를 저하시키는 것을 특징으로 하는 나노컴포지트 자석의 제조방법.
  9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 성형체를 형성하는 공정은, 상기 열처리후의 원료합금의 분말을 이용하여 본드자석을 제조하는 공정을 포함하는 나노컴포지트 자석의 제조방법.
  10. 제5항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 나노컴포지트 자석의 제조방법에 의하여 제조되는 나노컴포지트 자석을 구비하는 모터.
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