KR20030067722A - 철기재의 희토류합금분말 및 철기재의 희토류합금분말을포함하는 컴파운드 및 그것을 이용한 영구자석 - Google Patents

철기재의 희토류합금분말 및 철기재의 희토류합금분말을포함하는 컴파운드 및 그것을 이용한 영구자석 Download PDF

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Abstract

본 발명은 유동성이 개선된 철기재의 희토류합금분말 및 자석컴파운드를 제공하고자 한다. 본 발명에 의하면, 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하고 분말 입자의 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하인 제1철기재의 희토류합금분말과, 평균입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만인 제2철기재의 희토류합금분말을 포함한다. 제1철기재의 희토류합금분말과 제2철기재의 희토류합금분말의 혼합비가, 체적기준으로 1:49 이상 4:1의 범위로 한다. 이것에 의하여, 유동성이 개선된 철기재의 희토류합금분말 및 자석 컴파운드를 제공할 수 있게 된다.

Description

철기재의 희토류합금 분말 및 철기재의 희토류합금분말을 포함하는 컴파운드 및 그것을 이용한 영구자석{IRON BASE RARE EARTH ALLOY POWDER AND COMPOUND COMPRISING IRON BASE RARE EARTH ALLOY POWDER, AND PERMANENT MAGNET USING THE SAME}
현재, 본드자석은 각종 모터, 액츄에이터, 스피커, 미터, 포커스컴바전스링 등의 전기기기에 이용되고 있다. 본드자석으로는, 자석분말과 결합재(고무 또는 수지)를 혼합하고 성형 고화하는 것에 의하여 제조되는 자석이다.
본드자석에 이용되는 자석분말로서, 비교적 코스트가 저가라는 이점에서, 철기재의 희토류합금(특히 Fe-R-B계)의 나노컴포지트 자석이 보급되고 있다. Fe-R-B계의 나노컴포지트 자석은, 예를 들면 Fe3B 또는 Fe23B6등의 연자성상인 철기재의 붕화물의 미결정과 경자성상인 R2Fe14B상의 미결정이 동일 금속조직 내에 있어서 균일하게 분포되고, 양자가 교환 상호작용에 의하여 자기적으로 결합한 철기재의 합금 영구자석이다.
나노컴포지트 자석은 연자성상을 포함하여도, 연자성상과 경자성상과의 사이의 자기적 결합에 의하여 우수한 자석특성을 발휘하는 것이 가능하다. 또한 Nd 등의 희토류원소(R)을 포함하지 않는 연자성상이 존재하는 결과, 전체로서 희토류원소(R)의 함유량이 낮게 억제되고 있다. 이러한 것은 자석의 제조코스트를 저감시키고, 자석을 안정적으로 공급하기에 적절한 것이다. 또한 입계에 R리치상을 구비하지 않기 때문에 내식성도 우수하다.
이와 같은 나노컴포지트 자석은, 용융된 원료합금(즉 합금용탕)을 급랭법에 의하여 응고시킨 후, 적절한 열처리를 실시하는 것에 의하여 제조된다. 이러한 합금용탕을 급랭하는 경우, 하나의 롤러법이 이용되는 것이 많다. 즉 단롤러법은, 합금용탕을 회전하는 냉각롤에 접촉시키는 것에 의하여 냉각하고 응고시키는 방법이다. 이러한 방법에 의한 경우, 냉각합금의 형상은 냉각롤러의 원주속도방향을 따라 박대(리본) 형상으로 신장되는 것으로 된다. 합금용탕을 고체의 표면에 접촉시키는 것에 의하여 급랭하는 방법은, 액체급랭법(melt-quenching)법이라고 불려진다.
한편, 종래부터 넓게 이용되고 있는 본드자석용 분말은, 롤러표면 원주속도를 15m/초 이상으로 하여, 두께 50㎛ 이하(전형적으로는 약 20㎛∼약 40㎛)의 급랭합금박대를 제조하는 것이 행해지고 있다. 이와 같이 하여 제조되는 급랭합금박대는, 열처리된 후, 평균입경이 300㎛ 이하(전형적으로는 약 150㎛)로 되도록 분쇄되고, 영구자석용의 희토류합금분말로 된다. 이와 같이 하여 제조된 희토류합금분말의 입자의 형상은 편평한 것으로 되고, 그 분말입자의 아스펙트비는 0.3 미만으로 된다. 여기서 아스펙트비는 분말 입자의 단축방향사이즈/장축방향사이즈를 표시한다. 이하에서는, 액체급랭법으로 제조되는 상술한 희토류합금분말 또는 자석분말을 단순히 "종래의 급랭 희토류합금분말" 또는 종래의 "종래의 급랭자석분말"이라고 칭하는 것으로 한다. 대표적인 종래의 급랭자석분말로서 Magnequench International사(이하 "MQI사"로 약칭한다)에서 판매되고 있는 Fe-R-B계의 MQ분말이 넓리 알려져 있다.
종래의 급랭희토류합금분말과 수지(또는 고무)를 혼합하고, 자석용 컴파운드(이하 단순히 "컴파운드"라고 칭함)가 제조된다. 이러한 컴파운드에는 윤활제 등의 첨가제가 혼합되어 있는 것도 있다. 얻어진 컴파운드를, 예를 들면 압축 성형, 압출성형 또는 사출 성형에 의하여 소정의 형상으로 성형하고, 착자하는 것에 의하여 영구자석의 성형체("영구자석체"라고도 칭함)로서의 본드자석이 얻어진다. 그리고 본 명세서에 있어서는, 착자되는 것에 의하여 소망의 영구자석특성을 발현하는 희토류합금분말 또는 착자된 희토류합금분말을 "영구자석분말" 또는 단순히 "자석분(자분)"이라고 칭하기도 한다.
종래의 급랭자석분말은 상술한 바와 같이 편평한 형상을 가지고 있는 것이어서, 종래의 급랭자석분말과 수지분말(또는 고무)를 혼합하여 얻어지는 컴파운드는 성형시의 유동성이나 충진성이 나쁘다. 이 때문에 성형에 충분한 유동성을 얻기 위해서는 수지 또는 고무의 양을 상대적으로 증가시킨 결과, 자분충진율이 제한된다. 또는 유동성이 나쁜 재료를 성형하기 때문에 성형방법 및/또는 성형형상이 제한되어 있다.
근년에는 전기 기기의 소형 고성능화의 진전에 따라서, 소형이면서도 고성능인 자석을 제조하기 위하여 작은 간극(예를 들면 약 2mm 폭)으로 확실하게 충진가능한, 유동성이 우수한 컴파운드가 요구되고 있다. 예를 들면 일본국 특허공개 평성11-206075호 공보에 기재되어 있는 자석매설형 로터를 구비하는 IPM(Interior Permanent Magnet)형 모터 등, 높은 유동성을 가지는 컴파운드에 대하여 수요는 점점 증대되고 있다.
또한 종래의 급랭자석분말을 이용하는 경우의 자분 충진율(자분체적/본드자석체적)은, 압축 성형의 경우에는 최고 약 80%, 사출 성형의 경우에는 최고 약 65%이었다. 이러한 자분충진율은 최종제품인 영구자석의 특성에 영향을 미치게 되고, 영구자석특성을 개선하기 위해서도, 자분충진율을 향상시키는 것이 바람직하다.
종래의 급랭자석분말의 유동성을 개선하기 위하여, 일본특허공개 평성5-315174호 공보는 가스 애트마이즈법으로 제조되는 자분을 이용하는 방법을 제안하고 있다. 상기 공보에 의하면, 가스 애트마이즈법으로 제조된 자분의 입자는 입상에 가깝기 때문에, 이러한 자분을 종래의 급랭자분에 첨가하는 것에 의하여, 유동성을 개선하는 것이 가능하다. 그러나 충분한 자기특성을 발현하는 자분을 가스 애트마이즈법을 이용하여 제조하는 것은 곤란하고, 공업적으로 이용가능한 방법이라고 하기 어렵다. 즉, 가스애트마이즈법은 상술한 액체급랭법에 비하여 냉각속도가 늦기 때문에, 충분한 자기특성을 발현하는 입자를 얻기 위하여 필요한 급랭조건을 만족시킬 수 있는 것은, 극히 미세한 입자에 한정된다. 또한 상기 공보에 예시되어 있는 조성의 희토류합금의 용탕의 넘도는 비교적 높아서, 미세한 입자를 제조하는 것이 어렵다. 따라서 상기 공보에 기재되어 있는 방법에 의하면, 충분한 자기특성을 가지는 미세한 입자의 비율이 극히 낮고, 또한 소망의 입경을 구비하는 입자를 분급하는 공정 등도 필요하여, 극히 생산성이 낮다.
본 발명은 본드자석의 재료로서 적합한 철기재의 희토류합금의 분말 및 그 제조방법에 관한 것이다. 또한 본 발명은, 상기 희토류합금분말에서 제조되는 본드자석 및 상기 본드자석을 구비하는 각종 전기기기에 관한 것이다.
도 1a는, 본 발명에 관하여 분쇄전의 합금박대 및 분쇄후의 분말입자를 모식적으로 도시한 사시도이고, 도 1b는 종래 기술에 관하여 분쇄전의 합금박대 및 분쇄후의 분말입자를 모식적으로 도시한 사시도이다.
도 2a는, 본 발명에 적합하게 사용되어 얻어지는 멜트스피닝장치(단롤러장치)의 하나의 구성예를 보인 것이고, 도 2b는 그 부분확대도이다.
도 3은, Ti가 첨가되어 있지 않은 Nd-Fe-B나노컴포지트 자석의 최대자기 에너지적(BH)max과, 붕소농도와의 관계를 보인 그래프이다. 그래프 중에서 흰색의바아는 10∼14원자%의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 표시하고, 검은 바아는 8∼10원자%의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 표시하고 있다.
도 4는, Ti가 첨가된 Nd-Fe-B 나노컴포지트 자석의 최대자기에너지적(BH)max과 붕소농도와의 관계를 보인 그래프이다. 그래프 중에서, 흰색의 바아는 10∼14원자%의 Nd를 함유하고 있는 시료의 데이터를 표시하고, 검은 바아는 8∼10원자%의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 보이고 있다.
도 5는, 본 발명에 의한 자석에 있어서의 R2Fe14B형 화합물과 (Fe-Ti)-B상을 보이는 모식도이다.
도 6은, Ti를 첨가한 경우 및 Ti에 대신하여 Nb 등을 첨가한 경우에 있어서 급랭응고합금의 결정화 과정에서 미세조직의 변화를 모식적으로 보인 도면이다.
도 7은, 본 발명에 이용되는 핀밀장치의 구성을 보인 도면이다.
도 8은, 도 7의 핀밀장치의 핀 배열을 보인 도면이다.
도 9는, 본 발명의 실시예에 관한 분말 X선회전패턴을 보인 그래프이다.
도 10은, 본 발명에 의한 본드자석의 단면 SEM사진이다.
도 11은, 비교예의 본드자석의 단면 SEM사진이다.
도 12는, 본 발명에 의한 제4실시예의 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말의 X선회절패턴을 보인 도면이다.
도 13은, 본 발명에 의한 실시예1의 제4실시예의 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말의 자기특성을 보인 그래프이다.
본 발명은 이러한 제문제점을 감안하여 안출된 것으로, 그 주된 목적은, 본드자석에 이용되는 철 기재의 희토류합금 분말의 입도분포를 제어하는 것에 의하여, 유동성을 개선한 컴파운드 및 이와 같은 철기재의 희토류합금 분말을 제공하는 것에 있다.
또한 본 발명의 다른 목적은, 상기 컴파운드를 이용하고, 유동성 및/또는 자분 충진율을 개선하는 것에 의하여 우수한 영구자석 특성을 발휘할 수 있도록 하는 본드자석 및 상기 본드자석을 구비하는 전기기기를 제공하는 것에 있다.
본 발명에 의한 철 기재의 희토류 합금분말은, 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.4이상 1.0 이하의 제1철기재의 희토류합금분말과, 평균 입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만의 제2철기재의 희토류합금분말을 포함하고, 상기 제1철기재의 희토류합금분말과 상기 제2철기재의 희토류합금분만의 혼합비가 체적기준으로 1:49 이상 4:1이하의 범위에 있고, 이러한 것에 의하여 상기 목적이 달성된다.
바람직한 실시예에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은 조성식 (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소,Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, Ti를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, 조성비율 x,y,z 및 m이 각각 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 구성을 구비한다.
상기 제1철기재의 희토류합금분말은 조성상으로서 Fe상, Fe와 B의 화합물상, 및 R2Fe14B 형 결정구조를 가지는 화합물상을 포함하고, 각 구성상의 평균결정입경이 150nm 이하인 것이 바람직하다.
다른 실시예에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소이고, 조성비율의 x,y, 및 z가, 각각 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성식을 구비한다. 원소(M)에 점유하는 Ti의 비율은 60원자% 이상인 것이 바람직하고, 80원자% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 2종 이상의 강자성 결정상을 포함하고,경자성상의 평균결정입경이 5nm 이상 200nm 이하, 연자성상의 평균결정입경이 1nm 이상 100nm 이하의 범위에 있는 조직을 구비하는 것이 바람직하다. 경자성상의 평균결정입경은 연자성상의 평균결정입경 보다 큰 것이 더욱 바람직하다.
상기 제2철 기재의 희토류합금분말은, 조성식 Fe100-x-yQxRy(Fe는 철, Q는 B및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소로서 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종 이상의 희토류원소, 조성비율 x 및 y가 1원자%≤x≤6원자% 및 10원자%≤y≤25원자%)로 표현되는 조성을 구비하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 철기재의 희토류합금 분말의 제조방법은 (a) 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 제1철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과, (b) 평균입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만의 제2철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과, (c) 상기 제1철기재의 희토류합금분말과 제2철기재의 희토류합금분말을 체적기준으로 1:49 이상 4:1 이하의 비율로 혼합하는 공정을 포함하고, 이것에 의하여 상기 목적이 달성된다.
다른 실시예에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y, 및 z가, 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비한다.
어떤 바람직한 실시예에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소이고, Ti를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, 조성비율 x,y, 및 z 및 m이 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비한다.
공정(a)는 상기 제1철기재의 희토류합금의 용탕을 액체급랭법에 의하여 냉각하고, 이것에 의하여 두께 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 급랭응고합금을 형성하는 냉각공정과, 상기 급랭응고합금을 분쇄하는 공정을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 분쇄공정 전에, 열처리에 의하여 상기 급랭응고합금을 결정화시키는 공정을 더 포함하여도 좋다.
상기 분쇄는 핀밀장치 또는 햄머밀장치를 이용하여 실행하는 것이 바람직하다.
상기 급랭응고합금은 Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B, 및 R2Fe23B3으로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 하나의 준안정상 및/또는 비정질상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 냉각공정에 있어서, 롤러표면 원주속도가 1m/초 이상 13m/초 이하의 범위로 회전하는 롤러에 상기 용탕을 접촉시키고, 이것에 의하여 상기 급랭응고합금을 형성하는 것이 바람직하다.
상기 냉각공정은 감압분위기하에서 수행하는 것이 바람직하다.
상기 감압분위기의 절대압력은 1.3kPa 이상 90kPa이하인 것이 바람직하다.
상기 제2철기재의 희토류합금분말은, 조성식Fe100-x-yQxRy(Fe는 철, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, 조성비율의 x 및 y가, 1원자%≤x≤6원자% 및 10원자%≤y≤25원자%)로 표현되는 조성을 구비하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 자석용 컴파운드는 상기의 어느 하나에 기재된 철기재의 희토류합금분말과, 수지를 포함하고, 그것에 의하여 상기 목적이 달성된다. 상기 수지는 열가소성수지인 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 영구자석은, 상기 어느 하나에 기재된 자석용 컴파운드로 형성되고 있다. 밀도가 4.5g/cm3이상의 영구자석을 얻는 것이 가능하다. 더욱이 밀도가 5.5g/cm3이상 또는 6.0g/cm3이상의 영구자석을 얻을 수 있다.
본 발명에 의한 자석용 컴파운드의 제조방법은 상기 어느 하나의 지재의 철기재 희토류합금분말의 제조방법에 의하여 제조된 상기 철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과, 상기 철기재의 희토류합금분말과 수지를 혼합하는 공정을 포함한다.
상기 수지는 열가소성수지인 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 영구자석의 제조방법은 상기 제조방법을 이용하여 제조되는 컴파운드를 사출 성형하는 공정을 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명에 의한 모터는 상기 영구자석을 구비하는 로터와, 상기 로터를 돌러싸도록 설치되는 스테이터를 구비한다.
본 발명에 의한 모터의 제조방법은, 철심에 자석용 슬롯트를 구비하는 로터를 준비하는 공정과, 상기 자석용 슬롯트에 상기 자석용컴파운드를 사출 성형하는 공정, 그리고 상기 로터를 둘러싸도록 스테이터를 설치하는 공정을 포함하여도 좋다.
본 발명에 의한 철기재의 희토류합금분말은 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 제1철기재의 희토류합금분말과, 평균입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.3미만의 제2철기재의 희토류합금분말을 체적기준으로 1:49 이상 4:1 이하의 범위에서 혼합하는 것에 의하여 얻어진다.
제1철기재의 희토류합금분말의 입자는 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하로 등축상의 형상을 가지고 있어서, 제1철기재의 희토류합금분말의 유동성이 높고, 예를 들면 종래의 급랭희토류합금분말인 제2철기재의 희토류합금분말과 혼합하는 것에 의하여, 철기재의 희토류합금부말의 유동성을 개선하는 것이 가능하다. 유동성과 자기특성과의 밸런스에서 배합비율은 1:49 이상 4:1 이하인 것이 바람직하고, 1:19 이상 4:1 이하인 것이 더욱 바람직하며 1:9 이상 4:1 이하인 것이 가장 바람직하다.
제2철기재의 희토류합금분말로서, 상술한 종래의 액체급랭법에 의하여 얻어진 희토류합금분말을 이용하는 것이 바람직하다. 특히 자기특성의 관점에서, Fe100-x-yBxRy(Fe는 철, B는 보론 또는 보론과 탄소의 혼합물, R은 Pr, Nd, Dy 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소)의 조성식으로 표현되고, 상기 조성식중의 x 및 y가, 1원자%≤x≤6원자%, 및 10원자%≤y≤25원자%의 관계를 만족하는 철기재의 희토류합금분말이 바람직하다. 제2철기재의 희토류합금분말로서, 예를 들면 상술한 MQI사의 MQ분을 이용하는 것이 가능하다.
이하에서, 제2철기재의 희토류합금분말의 유동성을 개선하기 위하여 혼합되는 제1철기재의 희토류합금분말의 제조방법을 설명하기로 한다.
우선, 제1철기재의 희토류합금의 용탕을 준비한다. 이러한 용탕을 멜트스피팅법이나 스트립캐스트법 등의 액체급랭법에 의하여 냉각하고, 이것에 의하여 두께 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 급랭응고합금을 형성한다. 다음에 필요에 따라서 열처리에 의하여 급랭응고합금을 결정화시킨 후, 이러한 합금을 분쇄하는 것에 의하여 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하에서 분말 입자의 아스펙트비(단축방향 사이즈/장축방향 사이즈)가 0.4 이상 1.0 이하의 분말이 얻어진다. 본 발명에 의하면, 분말 중에서 입경이 10㎛를 초과하는 입자의 60질량% 이상의 입자에 대하여, 아스펙트비를 0.4 이상 1.0 이하로 하는 것이 가능하다. 그리고 본 명세서에 있어서 평균입경은, 장축방향에 있어서의 사이즈에 대하여 구해지는 것으로 한다.
[제1철기재의 희토류합금(비 Ti계)]
제1철기재의 희토류합금으로서는, 조성식I:(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y, 및 z가, 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 가지는 철기재의 희토류합금을 사용하는 것이 바람직하다. 그리고 상기 조성식1에 있어서, 원소(M)으로서 Ti를 0.5원자% 이상 포함하는 것은, Ti가 특이한 작용 효과를 발휘하여서, Ti함유 제1철기재의 희토류합금이라고 칭하고, 이에 대해서는 이하에서 상세히 설명한다.
바람직한 실시예에서는, 상기 조성식I로 표현되는 조성의 합금용탕을 액체급랭법에 의하여 냉각하고, 비정질상(아모퍼스상)을 포함하는 급랭응고합금을 형성한 후, 이 급랭응고합금을 가열하는 것에 의하여 미세결정을 구성상 중에 형성하여 제조하는 것이 가능하다. 균일한 조직을 얻기 위해서는 급속냉각은 감압분위기하에서 수행하는 것이 바람직하다. 비람직한 실시예에서는 냉각롤러에 합금용탕을 접촉시키고, 이것에 의하여 급랭응고합금을 형성한다. 그리고 액체급랭법에 의한 급랭으로 얻어진 급랭응고합금이 필요한 결정상을 구비하고 있는 경우에는, 열처리를 생략하는 것도 가능하다.
바람직한 실시예에서는 상술한 바와 같이, 급랭응고직후의 합금박대의 두께를 70㎛ 이상 300㎛ 이하로 한다. 단롤러법 등의 멜트스피팅법을 이용하는 경우, 냉각롤러의 표면원주속도를 1m/초 이상 13m/초 이하의 범위내로 조정하는 것에 의하여, 급랭응고직후의 합금박대의 두께를 70㎛ 이상 300㎛ 이하로 제어하는 것이 가능하다. 합금박대의 두께를 이와 같이 조정하는 이유를 이하에서 설명한다.
롤러표면원주속도가 1m/초 를 하회하면, 급랭합금박대의 두께는 300㎛를 초과하여 두껍게 되지만, 조대한 α-Fe 및 Fe2B이 많은 급랭합금조직이 형성되기 때문에, 열처리를 수행하여도 경자성상인 R2Fe14B가 석출되지 않고, 영구자석 특성이 발휘되지 않는다.
한편 롤러 표면의 원주속도가 13m/초를 상회하면, 급랭합금박대의 두께가 70㎛를 하회하여 얇게 됨과 함께 열처리후의 분쇄공정에서 롤러접촉면에 거의 수직인 방향(합금박대의 두께방향)을 따라서 파단되기 쉽다. 그 결과 급랭합금박대는 편평한 형상으로 분할되기 쉽고, 얻어지는 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만으로 된다. 아스펙트비가 0.3을 하회하도록 편평한 분말입자에서는, 유동성을 개선하는 것은 곤란하다.
이상의 점에서, 바람직한 실시예에서는 롤러표면 원주속도를 조절하고, 급랭합금박대의 두께를 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 범위로 설정하고 있다. 그 결과, 분쇄공정에 의하여, 평균입경이 70㎛ 이하에서, 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 희토류합금분말을 제조하는 것이 가능하게 된다.
그리고 급랭응고합금은, 결정화를 위한 열처리 전에 있어서, 비정질조직을 구비하고 있거나, 또는 Fe23B6, Fe3B, R2Fe14B, 및 R2Fe23B3으로 되는 군에서 선택되는 적어도 하나의 준안정상과 비정질상이 혼재하는 금속조직을 구비하고 있는 경우가 있다. 냉각속도가 늦은 경우에는 준안정상의 비율은 감소하고, 비정질상의 비율이 많아진다. 본 명세서에 있어서, Fe3B는 Fe3B와 식별하기 어려운 Fe3.5B를 포함하는 것으로 한다.
급랭응고합금에 대한 열처리에 의하여 생성되는 미세결정은, 철상, 철과 보론과의 화합물상, R2Fe14B형 결정구조를 구비하는 화합물상 등의 구성상으로 형성되어 있다. 각 구성상의 결정입경(그레인사이즈)의 평균은 150nm 이하인 것이 바람직하다. 각 구성상의 보다 바람직한 평균결정입경은 100nm 이하이고, 더욱 바람직한 평균결정입경은 60nm 이하이다. 본 발명에 의하면, 분쇄전의 합금박대(두께 70㎛∼300㎛)가 상기 미세결정에서 구성되어 있기 때문에, 분쇄공정에 의하여 각종 방위로 파단되기 쉽다. 그 결과, 등축적인 형상의(아스펙트비가 1에 가까운) 분말입자가 얻어지기 쉽게 된다고 생각된다. 즉, 본 발명에 의하면, 일정한 방위를 따라 길게 신장된 분말입자가 얻어지는 것은 아니고, 등축적인 형상, 즉 구형에 가까운 형상의 분말입자가 형성된다.
이것에 대하여, 롤러 표면 원주속도를 빨리하여 합금박대의 두께를 70㎛ 보다 얇게 하면, 전술한 바와 같이, 합금박대의 금속조직이 롤러접촉면에 수직인 방위를 따르는 경향이 있다. 이 때문에 그 방위를 따라 파단되기 쉽게 되고, 분쇄에 의하여 얻어진 분말입자는 합금박대의 표면에 평행한 방향을 따라 길게 연장된 형상으로 되기 쉽고, 분말입자의 아스펙트비는 0.3 미만으로 된다.
도 1a는, 본 발명에 의한 희토류합금분말 제조방법의 분쇄공정 전에 있어서의 합금박대(10)와, 분쇄공정후의 분말입자(11)를 모식적으로 보이고 있다. 한편 도 1b는 상기 종래 기술에 의한 희토류합금 분말 제조방법의 분쇄공정 전에 있어서의 합금박대(12)와, 분쇄공정후의 분말입자(13)를 모식적으로 도시하고 있다.
도 1a에 도시된 바와 같이, 본 발명의 경우는 분쇄전의 합금박대(10)가 결정입경이 작은 등축결정에 의하여 구성되고 있기 때문에, 랜덤한 방위를 따라 파단되기 쉽고, 등축적인 분말입자(11)가 생성되기 쉽다. 이것에 대하여, 종래 기술의경우에는, 도 1b에 도시한 바와 같이, 합금박대(12)의 표면에 대하여 거의 수직인 방향으로 파단되기 쉽기 때문에, 입자(13)의 형상은 편평한 것으로 된다.
그리고 합금용탕의 급랭응고를 감압분위기 하에서 실행하면, 희토류금속량이 근소함에도 불구하고, R2Fe14B형 결정구조를 구비하는 화합물의 미세결정(평균입경 150nm 이하)를 균일하게 형성하는 것이 가능하고, 그 결과 우수한 자기특성을 보이는 영구자석을 제조하는 것이 가능하게 된다.
이것에 대하여, 상기 조성식I로 표현되는 조성의 합금용탕을 상압분위기하에서 냉각하는 경우에는, 용탕의 냉각속도가 불균일하게 되기 때문에, α-Fe의 결정이 생성되기 쉽고, R2Fe14B형 결정구조를 구비하는 화합물상을 생성하는 것이 가능하게 된다. 또한 냉각속도의 불균일은 불균일상의 발생을 초래하기 때문에, 결정화를 위한 열처리를 수행하면, 결정입이 조대화되는 문제점을 불러일으킨다.
또한 본 발명의 철기재의 희토류합금분말에 있어서는, 철, 철과 보론의 화합물로 구성되는 연자성상, 및 R2Fe14B형 결정구조를 구비하는 화합물로 되는 경자성상이 혼재하고, 더욱이 각 구성상의 평균결정입경이 작기 때문에, 교환결합이 강하게 되어 있다.
[바람직한 조성의 설명]
제1철기재의 희토류합금으로서, 조성식Ⅰ(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 및 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y 및 z가, 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금을 이용하는 것이 바람직한 이유를 이하에서 설명한다.
희토류원소(R)은 영구자석특성을 발현하기 위하여 필요한 경자성상인 R2Fe14B에 필수의 원소이다. R의 함유량(y)가 2원자% 미만에서는 R2Fe14B형 결정구조를 구비하는 화합물상을 충분하게 석출하는 것이 불가하기 때문에, 보자력 발현 효과가 작고, 충분한 경자기특성이 얻어지지 않는다. 또한 R의 함유량이 10원자%를 초과하면, Fe 및 Fe와 B의 화합물이 생성되지 않고, 나노컴포지트 조직이 형성되지 않기 때문에, 높은 자화가 얻어지지 않는다. 이 때문에 희토류원소(R)의 조성비(y)는, 2원자%≤y〈10원자%를 만족하는 것이 바람직하다. 3원자%≤y≤9.5원자%를 만족하는 것이 더욱 바람직하고, 4원자%≤y≤9.2원자%를 만족하는 것이 더욱 바람직하다.
보론(B)은 영구자석 재료의 연자성상을 구성하는 Fe3B나 Fe23B6등의 철기재 봉화물과, 경자성상을 구성하는 R2Fe14B에 필수의 원소이다. B의 함유량(조성비x)이 10원자% 미만에서는 액체급랭법에 의하여 합금용탕을 급랭하여도 비정질상이 생성되기 어렵다. 이 때문에 단일롤러법에 의하여 합금용탕을 급랭 응고시키는 경우에, 두께가 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 범위 내에 있는 조건에서 급랭응고합금을 형성하여도, 바람직한 금속조직이 생성되지 않고, 열처리하여도 소망의 미세결정이 생성되지 않는다. 따라서 이러한 합금을 착자하여도 충분한 영구자석특성이 발현되지 않는다. 또한 B의 함유량(조성비x)가 10원자% 미만에서는 액체급랭법을 이용하여 급랭하여도 과냉각액체상태가 얻어지지 않고, 금속조직이 불균일하게 되어 평활성이 높은 합금박대가 얻어지지 않는다.
한편 B의 함유량(조성비x)이 30원자%를 초과하면 경자성상을 구성하는 R2Fe14B가 충분하게 생성되지 않고, 경자기특성이 저하되어서 바람직하지 않다. 예를 들면, 감자곡선의 각형비가 저하되고, 잔류자속밀도(Br)가 저하된다. 이 때문에 보론 조성비(x)는, 10원자%≤x≤30원자%를 만족하는 것이 바람직하고, 더욱이 10원자%〈x인 것이 바람직하고, x≤20원자%인 것이 바람직하다. 그리고 B의 일부가 C(탄소)로 치환되어 있어도 좋다. B의 일부를 C로 치환하는 것에 의하여 자기특성을 저하시키는 것 없이, 자석의 내부식성을 향상하는 것이 가능하다. B를 치환하는 C의 양은, B의 30원자% 이하인 것이 바람직하다. 이것을 초과하면, 자기특성이 저하된다.
제1철기재의 희토류합금을 포함하는 T는 전형적으로는 Fe이지만, 그 일부가 Co 및/또는 Ni로 치환되어 있어서 좋다. Fe에 대한 치환량이 50원자%를 초과하면, Fe와 B를 포함하는 화합물의 비율이 감소하고, 자기특성이 저하되어서 바람직하지 않다. 그리고 Fe를 Co로 일부 치환하는 것에 의하여, 보자력(Hcj)가 향상됨과 같이, R2Fe14B상의 큐리온도의 상승에 수반하는 내열성이 향상된다. 더욱이 Co치환은각형비를 개선하고 최대 에너지적을 향상시키는 효과도 얻어진다. Co에 의한 치환량은 Fe의 0.5원자%에서 15원자%의 범위 내에 있는 것이 바람직하다.
그리고 원료에는 원소(M)(Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소)를 필요에 따라서 첨가하여도 좋다. 원소(M)을 첨가하는 것에 의하여 각형비(Jr/Js)의 향상, 최적의 자기특성을 발현시키기 위한 열처리온도범위나, 사용온도범위의 확대 등의 효과가 얻어진다. 이러한 효과가 충분하게 발휘되기 위해서는 원소(M)의 함유량(조성비z)가 0.05원자% 이상인 것이 바람직하고, 10원자%를 초과하면 자화가 저하되기 시작한다. 이 때문에, 첨가원소(M)의 조성비(z)는 0,05원자%≤z≤10원자%를 만족하는 것이 바람직하고, 0.1원자%≤z≤5원자%를 만족하는 것이 더욱 바람직하다.
다음에 본 발명에 의한 철기재 합금분말의 제조방법에 대하여 바람직한 실시예를 통하여 상세하게 설명한다.
우선, 상술한 조성식으로 표현되는 원료를 준비하고, 그 원료를 가열용융하는 것에 의하여 합금용탕을 제조한다. 가열용융은 예를 들면 고주파 가열장치를 사용하여 실행한다. 이러한 합금용탕을 멜트켄칭법에 의하여 급랭하고, 비정질상을 포함하는 급냉응고합금을 형성한다. 멜트켄칭법으로서는 단일롤러법을 이용한 멜트스피팅법 이외에, 스트립캐스트법을 이용하는 것도 가능하다. 그 외, 두께 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 급랭합금박대를 형성할 수 있으면 쌍 롤러를 이용한 용탕응고장치를 이용하는 것도 가능하다.
[급랭장치의 설명]
본 실시예에 있어서는 예를 들면 도 2에 도시한 멜트스피팅장치를 이용하여 원료합금의 박대를 제조한다. 산화하기 쉬운 희토류원소를 포함하는 원료합금의 산화를 방지하기 위하여, 불활성가스분위기 중에서 합금박대 제조공정을 실행한다. 불활성가스로서는 헬륨 또는 아르곤 등의 희가스를 이용하는 것이 바람직하다. 그리고 질소는 희토류원소와 반응하기 쉽게 띠문에, 불활성가스로서 이용하는 것이 바람직하지 않다.
도 2의 장치는 진공 또는 불활성 가스분위기를 유지하고, 그 압력을 조정하는 것이 가능한 원료합금의 용해실(1) 및 급랭실(2)을 구비하고 있다.
용해실(1)은 소망의 자석합금조성이 되도록 배합된 원료(20)를 고온에서 용해하는 용해로(3)와, 저부에 출탕노즐(5)을 구비하는 저탕용기(4)와, 대기의 진입을 억제하면서 배합원료를 용해로(3) 내에 공급하기 위한 배합원료공급장치(8)를 구비하고 있다. 저탕용기(4)는 원료합금의 용탕(21)을 저장하고, 그 출탕온도를 소정의 레벨로 유지할 수 있는 가열장치(미도시)를 구비하고 있다.
급랭실(2)은 출탕노즐(5)에서 나온 용탕(21)을 급랭응고하기 위한 회전냉각롤러(7)를 구비하고 있다.
이러한 장치에 있어서는, 용해실(1) 및 급랭실(2) 내의 분위기 및 그 압력이 소정의 범위로 제어된다. 이 때문에, 분위기가스 공급구(1b,2b 및 8b)와 가스배기구(1a,2a 및 8a)가 장치의 적절한 부분에 설치되어 있다. 특히 가스배기구(2a)는 급랭실(2) 내의 절대압을 진공(바람직하게는 1.3kPa 이상)∼90kPa의 범위내로 제어되기 때문에, 펌프에 접속되어 있다.
용해로(3)는 경사 가능하고, 로트(6)을 통하여 용탕(21)을 저탕용기(4) 내에 적절하게 주입한다. 용탕(21)은 저탕용기(4) 내에 있어서 미도시한 가열장치에 의하여 가열된다.
저탕용기(4)의 출탕노즐(5)은 용해실(1)과 급랭실(2)과의 격벽에 배치되고, 저탕용기(4) 내의 용탕(21)을 하방에 위치하는 냉각롤러(7)의 표면으로 낙하시킨다. 출탕노즐(5)의 오리피스경은, 예를 들면 0.5mm∼2.0mm이다. 용탕(21)의 점성이 큰 경우, 용탕(21)은 출탕노즐(5) 내를 흐르기 어렵게 되지만, 본 실시예에서는 급랭실(2)을 용해실(1) 보다 낮은 압력상태로 유지하기 때문에, 용해실(1)과 급랭실(2) 사이에 압력차가 형성되고, 용탕(21)의 출탕이 원활하게 진행된다.
냉각롤러(7)는 Cu, Fe 또는 Cu나 Fe를 포함하는 합금으로 형성되는 것이 바람직하다. Cu나 Fe 이외의 재료로 냉각롤러를 제조하면, 급랭합금의 냉각롤러에 대한 박리성이 나빠지기 때문에 급랭합금이 롤러에 부착될 우려가 있어서 바람직하지 않다. 냉각롤러(7)의 직경은 예를 들면 300mm∼500mm이다. 냉각롤러(7) 내에 설치되는 수냉장치의 수냉능력은, 단위시간당의 응고잠열과 출탕량에 따라 산출되고 조절된다.
냉각롤러(7)의 표면은, 예를 들면 크롬도금층으로 피복되어 있다. 냉각롤러(7)의 표면조도는, 중심선 평균거칠기 Ra≤0.8㎛, 최대 Rmax≤3.2㎛, 십점 평균 거칠기 Rz≤3.2㎛인 것이 바람직하다. 냉각롤러(7)의 표면이 거칠면 급랭합금이 롤러에 들러 붙기 쉬워서 바람직하지 않다.
도 2에 도시한 장치에 의하면, 예를 들면 합계 20kg의 원료합금을 15∼30분간에 급랭응고시키는 것이 가능하다. 이와 같이 형성되는 급랭합금은 두께:70㎛∼300㎛, 폭 2mm∼6mm의 합금박대(합금리본)(22)이다.
[급랭방법의 설명]
우선, 전술한 조성식으로 표현되는 원료합금의 용탕(21)을 제조하고, 도 2의 용해실(1)의 저탕용기(4)에 저장한다. 다음에 상기 용탕(21)은 출탕노즐(5)에서 감압 아르곤 분위기 중의 수냉롤러(7) 상으로 출탕되고, 수냉롤러(7)과의 접촉에 의하여 급랭되어 응고된다. 급랭응고방법으로서는, 냉각속도의 고정도의 제어가 가능한 방법을 사용할 필요가 있다.
본 실시예에서는, 용탕(21)의 냉각응고에 있어서, 냉각속도를 103℃/초∼105℃/초로 한다. 이러한 냉각속도에서 합금의 온도를 ΔT1만큼 낮은 온도로 저하시킨다. 급랭전의 합금용탕(21)의 온도는 융점(Tm)에 가까운 온도(예를 들면 1200℃∼1300℃)에 있기 때문에, 합금의 온도는 냉각롤러(7) 상에서 Tm에서 (Tm-ΔT1)까지 저하된다. 본 발명자의 실험에 의하면, 최종적인 자석특성을 향상시킨다는 관점에서 ΔT1은 700℃∼1100℃의 범위 내에 있는 것이 바람직하다.
합금의 용탕(21)이 냉각롤러(7)에 의하여 냉각되는 시간은, 회전하는 냉각롤러(7)의 외주 표면에 합금이 접촉하고 나서 분리되기 까지의 시간에 상당하고, 본 실시예의 경우에는 0.05리터 초∼50리터 초이다. 그 사이에, 합금의 온도는 더욱ΔT2만큼 저하하고 응고된다. 그후, 응고된 합금은 냉각롤러(7)에서 분리되고, 불활성 분위기중을 비행한다. 합금은 박대상으로 비행하고 있는 사이에 분위기 가스에 열을 빼앗긴 결과, 그 온도는 (Tm-ΔT1-ΔT2)로 저하된다. ΔT2는 장치의 사이즈나 분위기가스의 압력에 의하여 변화하지만, 약 100℃ 또는 그 이상이다.
그리고 급랭실(2)내의 분위기는 감압상태로 한다. 분위기는 절대압력이 90kPa 이하의 불활성 가스로 구성되는 것이 바람직하다. 그리고 분위기가스의 압력이 90kPa을 초과하는 경우에는, 회전롤러와 합금용탕과의 사이에 분위기가스가 말려들어가는 경향이 현저하게 되기 때문에 균일한 조직이 얻어지지 않을 우려가 강하기 때문에 바람직하지 않다.
본 발명에서는 롤러표면 원주속도를 1m/초 이상 13m/초 이하의 범위로 조절하는 것에 의하여, 급랭합금박대의 두께를 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 범위로 설정하고 있다. 롤러표면 원주속도가 1m/초 미만에서는 충분한 용탕 냉각속도가 얻어지지 않고, 조대한 α-Fe가 석출됨과 같이, 경자성상 및 연자성상의 평균결정입경이 너무 크기 때문에 목적으로 하는 자기특성이 얻어지지 않게 되어 바람직하지 않다. 한편 롤러표면 원주속도가 13m/초를 초과하면 급랭합금박대의 두께가 70㎛를 하회하고, 후에 설명하는 분쇄공정에서 아스펙트비(단축/장축)가 0.3 미만의 분말입자 밖에 얻어지지 않게 된다.
[열처리의 설명]
급랭공정을 수행한 후, 급랭합금에 대하여 결정화를 위한 열처리를 수행하는것에 의하여 평균결정입경이 100nm 이하인 미세결정을 생성한다. 이러한 열처리는 400℃∼700℃, 보다 바람직하게는 500℃∼700℃의 온도에서 30초 이상 가열하는 것이 바람직하다. 열처리온도가 700℃를 초과하면, 입자성장이 현저하고, 자기특성이 열화된다. 역으로 열처리온도가 400℃미만에서는, R2Fe14B상이 석출되지 않기 때문에, 높은 보자력이 얻어지지 않는다.
상기의 조건에서 열처리를 수행하면, 미세결정(철, 철과 보론과의 화합물, 및 R2Fe14B형 결정구조를 가지는 화합물)을 그 평균결정입경이 150nm 이하로 되도록 형성할 수 있다. 바람직한 열처리 시간은 열처리온도에 의존하여 달라지지만, 예를 들면 600℃로 열처리하는 경우, 30초∼30분 정도의 가열을 수행하는 것이 바람직하다. 열처리시간이 30초를 하회하면, 결정화가 완료하지 않는 경우가 있다.
그리고 열처리를 수행하기 전에, 조(粗)분쇄를 수행하고, 평균입경 1mm∼300㎛ 정도의 분말상태로 하여 두는 것이 균일한 열처리를 수행할 수 있어서 바람직하다.
[Ti함유 제1철기재의 희토류합금]
제1철기재의 희토류합금분말로서, 조성식 Ⅱ: (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서선택되는 적어도 1종의 원소로서 Ti를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y,z 및 m이 각각, 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 가지는 철기재의 희토류합금("Ti함유 제1철기재의 희토류합금"이라고 칭함)을 적절하게 사용하는 것이 바람직하다. M이 Ti 이외의 원소를 포함하는 경우, M전체에 대한 Ti의 비율(원자비율)은, 70% 이상인 것이 바람직하고, 90% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
또한 조성비율x,z에 대하여, z/x≥0.1을 만족하는 것이 바람직하고, z/x≥0.15를 만족하는 것이 더욱 바람직하다.
더욱이 Ti함유 제1철기재의 희토류합금이, 2종 이상의 강자성결정상을 함유하고, 경자성상의 평균결정입경이 5nm 이상 200nm이하, 연자성상의 평균결정입경이 1nm 이상 100nm 이하의 범위 내에 있는 조직을 가지고 있는 것이 바람직하다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 상기 조성식II에 있어서, 조성비율 x,y,z 및 m가 각각, 10원자%〈x〈17원자%, 7원자%≤y≤9.3원자%, 0.5원자%≤z≤6원자%를 만족하는 것이 더욱 바람직하고, 8원자%≤y≤9.0원자%를 만족하는 것이 더욱 바람직하다. 그리고 15원자%〈x≤20원자%의 경우에는, 3.0원자%〈z〈12원자%를 만족하는 것이 바람직하다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 상술한 바와 같은 조성 및 조직을 구비하고 있어서, 경자성상과 연자성상이 자기적으로 교환상호작용에 의하여 결합하고 있고, 희토류원소의 함유율이 비교적 낮음에도 불구하고, 종래의 급랭자석분말과 동등 또는 그 이상의 우수한 자기특성을 가진다. 구체적으로는, Ti함유 제1철기재의희토류합금은, 최대에너지적(BH)max:80kJ/m3이상, 보자력(Hcj):480kA/m이상, 잔류자속밀도(Br):0.7T 이상을 실현할 수 있고, 더욱이 최대에너지적(BH)max:90kJ/m3이상, 보자력(Hcj):550kA/m이상, 잔류자속밀도(Br): 0.8T 이상을 구비할 수 있다(제4실시예, 표 10 참조).
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 상기 조성식II로 표현되는 Ti를 함유하는 Fe-R-B계 합금의 용탕을 냉각하고, 이것에 의하여 응고된 급랭합금으로 형성되고 있다. 이러한 급랭응고합금은 결정상을 포함하는 것이지만, 필요에 따라서는 가열되고, 더욱이 결정화가 진행된다.
특정범위의 조성을 가지는 철기재의 희토류합금에 Ti를 첨가하는 것에 의하여, 합금용탕의 냉각과정에서 생기기 쉽고, 우수한 자기특성(특히 높은 보자력이나 감자곡선의 우수한 각형성)의 발현을 저해하는 원인으로 되는 α-Fe상의 석출ㆍ성장을 억제하고, 경자기특성을 가지는 R2Fe14B형 화합물상의 결정성장을 우선적이면서도 균일하게 진행시킬 수 있다.
Ti를 첨가하지 않은 경우, Nd2Fe14B상의 석출ㆍ성장에 우선하여 α-Fe상이 석출, 성장되기 쉽다. 이 때문에 급랭합금에 대한 결정화 열처리가 완료한 단계에서는, 연자성의 α-Fe상이 조대화되고, 우수한 자기특성(특히 Hcj나 각형성)이 얻어지지 않는다.
이것에 대하여, Ti를 첨가하는 경우에는, α-Fe상의 석출ㆍ성장의키네틱스(kinetics)가 얻어지고, 석출ㆍ성장에 시간을 요하기 때문에, α-Fe상의 석출ㆍ성장이 완료되기 전에 Nd2Fe14B상의 석출ㆍ성장이 개시된다고 생각된다. 이 때문에, α-Fe상이 조대화되기 전에 Nd2Fe14B상이 균일하게 분포된 상태로 크게 성장한다. 또한 Ti는, Nd2Fe14B 상중에는 거의 포함되지 않고, 철기재 붕화물 가운데, 또는 Nd2Fe14B상과 철기재 붕화물상과의 계면에 많이 존재하고, 철기재 붕화물을 안정화한다고 생각된다.
즉, Ti함유 제1철기재의 희토류합금은 Ti의 움직임에 의하여 철기재 붕화물이나 α-Fe상 등의 연자성상이 미세화됨과 같이, Nd2Fe14B상이 균일하게 분산되고, 더욱이 Nd2Fe14B상의 체적비율이 높은 나노컴포지트 조직을 얻을 수 있다. 그 결과, Ti를 첨가하지 않은 경우에 비하여 보자력 및 자화(잔류자속밀도)가 증가하고, 감자곡선의 각형성이 향상된다. 그 결과 얻어지는 본드자석의 자기특성이 향상될 수 있다.
물론, Ti함유 제1철기재의 희토류합금에서도, 상술한 제1철기재의 희토류합금과 동일하게 아스펙트비가 0.4이상 1.0 이하의 분말을 제조하는 것이 가능하기 때문에, 이들을 제2철기재의 희토류합금분말과 혼합하는 것에 의하여 본드자석에 이용되는 철기재의 희토류합금분말의 유동성 및 성형성을 개선할 수 있다.
이하, Ti함유 제1철기재의 희토류합금을 보다 상세하게 설명한다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 적절하게는, 그 조성식이 (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz로 표현된다. 여기서 T는 Co및 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B(붕소) 및 C(탄소)로 구성되는 군에서 선택되는 원소로서 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소로서 Ti를 반드시 포함하고 있다. 조성비율을 규정하는 x,y,z 및 m은, 각각 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 희토류원소의 조성비율이 전체의 10원자% 미만임에도 불구하고, Ti의 첨가에 의하여 자화(잔류자속밀도)가 Ti를 첨가하지 않은 경우와 동등한 레벨을 유지하거나, 또는 증가하고, 감자곡선의 각형성이 향상되는 예상 외의 효과가 발휘되었다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금에서는, 연자성상의 사이즈가 미세하기 때문에, 각 구성상이 교환상호작용에 의하여 결합하고, 경자성의 R2Fe14B형 화합물상 이외에 철기재 붕화물이나 α-Fe와 같은 연자성상이 존재하고 있어서, 합금전체로서는 우수한 감자곡선의 각형성을 보이는 것이 가능하게 된다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금은, 적절하게는 R2Fe14B형 화합물상의 포화자화와 동등 또는 그 이상 높은 포화자화를 가지는 철기재붕화물이나 α-Fe를 포함하고 있다. 이러한 철기재 붕화물은, 예를 들면 Fe3B(포화자화 1.5T) 또는 Fe23B6(포화자화 1.6T)이다. 여기서 R2Fe14B의 포화자화는 R이 Nd의 경우 약 1.6T이고, α-Fe의 포화자화는 2.1T이다.
통상, B의 조성비율(x)가 10원자%를 초과하고 더욱이 희토류원소(R)의 조성비율(y)가 5원자% 이상 8원자% 이하의 범위에 있는 경우, R2Fe23B3가 생성되지만, 이와 같은 조성범위에 있는 원료합금을 이용하는 경우에 있어서도, 본 발명과 같이 Ti를 첨가하는 것에 의하여, R2Fe23B3상 대신에, R2F14B상 및 Fe23B6또는 Fe3B 등의 연자성 철기재 붕화물을 생성하는 것이 가능하다. 즉, Ti를 첨가하는 것에 의하여 R2Fe14B상의 비율을 증가할 수 있음과 같이 생성된 철기재 붕화물상이 자화향상에 기여한다.
본 발명자의 실험에 의하면, Ti를 첨가하는 경우에만, V, Cr, Mn, Nb, Mo 등의 다른 종류의 금속을 첨가한 경우와 달리, 자화의 저하가 생기지 않고 더욱이 자화가 향상되는 것을 처음으로 인지하였다. 또한 Ti를 첨가한 경우에는, 상술한 다은 첨가원소에 비하여 감자곡선의 각형성이 특히 양호한 것으로 된다.
또한 이와 같은 Ti첨가 효과는, B가 10원자%를 초과한 경우에 현저하게 발휘된다. 이하, 도 3을 참조하면서, 이러한 점에 대하여 설명한다.
도 3은, Ti가 첨가되어 있지 않은 Nd-Fe-B자석합금의 최대자기에너지적(BH)max과 B량과의 관계를 보인 그래프이다. 그래프 중, 흰색 바아는 10원자% 이상 14원자% 이하의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 보이고, 검은 바아는 8원자% 이상 10원자% 미만의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 보이고 있다.이것에 대하여 도 4는 Ti가 첨가된 Nd-Fe-B자석합금의 최대 자기에너지적(BH)max과 B와의 관계를 보이는 그래프이다. 그래프 중에서, 흰색 바아는 10원자% 이상 14원자% 이하의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 보이고, 검은 바아는 8원자% 이상 10원자% 미만의 Nd를 함유하는 시료의 데이터를 보이고 있다.
도 3에서 알 수 있는 바와 같이, Ti가 첨가되어 있지 않은 시료에서는 Nd의 함유량에 불구하고, B가 10원자%를 초과하여 많아짐에 따라서, 최대자기에너지적(BH)max이 저하하고 있다. 더욱이 이러한 저하의 정도는, Nd의 함유량이 8∼10원자%의 경우에 보다 크게 된다. 이와 같은 경향은 종래부터 알려져 있으며, Nd2Fe14B상을 주상으로 하는 자석합금에 있어서는 B의 양을 10원자% 이하로 설정하는 것이 바람직하다고 생각되어 있다. 예를 들면 미합중국 특허4,836,868호는 B는 5∼9.5원자%의 실시예를 개시하고, 더욱이 B의 바람직한 범위로서 4원자% 이상 12원자% 미만, 보다 바람직한 범위로서 4원자% 이상 10원자% 이하의 범위를 보이고 있다.
이것에 대하여, Ti가 첨가된 시료에서는, 도 4에서 알 수 있는 바와 같이, B가 10원자%를 초과하는 어떤 범위에서 최대자기 에너지적(BH)max이 향상되고 있다. 이러한 향상은 Nd의 함유량이 8∼10원자%의 경우에 특히 현저하다.
이와 같이 본 발명에 의하면, B가 10원자%를 초과하면 자기특성이 열화된다고 하는 종래의 기술상식으로는 예상할 수 없는 효과를 Ti첨가에 의하여 얻는 것이 가능하게 된다.
다음에, Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 제조방법을 설명한다.
상기의 조성식II (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(x,y,z 및 m이 각각 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 철기재 합금의 용탕을 불활성 분위기 중에서 냉각하고, 이것에 의하여 R2Fe14B형 화합물상을 예를 들면 전체의 60체적% 이상 포함하는 급랭합금을 제조한다. 급랭합금중의 R2Fe14B형 화합물상의 평균결정입경은 예를 들면 80nm이하로 하는 것이 가능하다. 이러한 급랭합금에 대하여, 필요에 따라서 열처리를 수행하면, 급랭합금 중에 잔존하고 있던 비정질을 결정화시키는 것이 가능하다.
멜트스피팅법이나 스트립캐스트법 등의 냉각롤러를 이용하는 실시예에서는, 상기 합금용탕을 압력1.3kPa 이상의 분위기 중에서 냉각한다. 이것에 의하여, 합금용탕은, 냉각롤러와의 접촉에 의하여 냉각된 뿐만 아니라, 냉각롤러에서 분리된 후에도 분위기가스에 의한 2차냉각효과를 받아서 적절하게 냉각된다.
본 발명자의 실험에 의하면, 급랭시의 분위기 가스의 압력은, 1.3kPa 이상에서 더욱이 상압(101.3kPa) 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 10kPa 이상 90kPa이하의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다. 보다 바람직한 범위는 20kPa 이상 60kPa 이하이다.
상기 분위기 가스압력으로 롤러표면 원주속도의 바람직한 범위는 4m/초 이상 50m/초 이하이다. 롤러표면 원주속도가 4m/초 보다 늦게 되면, 급랭합금중에 포함되는 R2Fe14B형 화합물상의 결정입이 조대되는 것으로 된다. 그 결과 열처리에 의하여 R2Fe14B형 화합물상은 더욱 크게 되고, 자기특성이 열화될 가능성이 있다.
실험에 의하면, 롤러 표면 원주속도의 더욱 바람직한 범위는 5m/초 이상 30m/초 이하이고, 더욱 바람직한 범위는 5m/초 이상 20m/초 이하이다.
그리고, Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 조성은, 급랭합금중에 조대한 α-Fe를 거의 석출하지 않고, 미세한 R2Fe14B형 화합물상을 구비하는 조직, 혹은 미세한 R2Fe14B형 화합물상을 구비하는 조직과 아모퍼스상이 혼재하는 조직이 제조된다. 이것에 의하여, 열처리 후에 철기재 붕화물상 등의 연자성상이 경자성상 사이(입계)에 미세하게 분산된 상태 또는 얇고 넓은 상태로 존재하는 고성능의 나노컴포지트 자석을 얻을 수 있다. 그리고 본 명세서에 있어서 "아모퍼스상"이라는 것은 원자배열이 완전하게 무질서화한 부분에 의한 것 뿐만 아니라, 결정화의 전구체나 미세결정(사이즈:수 nm 이하), 또는 원자크러스터를 부분적으로 포함하고 있는 상도 포함하는 것으로 한다. 구체적으로는 X선회절이나 투과전자현미경 관찰에 의하여 결정구조를 명확하게 정의할 수 없는 상을 넓게 "아모퍼스상"이라고 칭하는 것으로 한다.
종래, Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 조성에 유사한 조성(단 Ti를 포함하지 않음)을 구비하는 합금용탕을 냉각하여 R2Fe14B형 화합물상을 60체적% 이상 포함하도록 급랭합금을 제조하도록 하면, α-Fe가 많이 석출된 합금조직이 얻어지기 때문에, 그 후의 결정화 열처리에서 α-Fe가 조대화되는 문제점이 있었다. α-Fe 등의 연자성상이 조대화되면 자기특성이 크게 열화된다.
특히 Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 조성과 같이 B의 함유량이 비교적 많은 경우, 합금용탕이 가지는 높은 아모퍼스 생성능력 때문에, 합금용탕의 냉각속도를 늦게 하여도, 결정상은 생성되기 어려웠다. 이 때문에, 합금용탕의 냉각속도를 충분히 저하시켜서 R2Fe14B형 화합물상의 체적비율이 60%를 초과하도록 급랭응고합금을 제조하도록 하면, 종래 기술에서는 R2Fe14B형 화합물상 이외에 α-Fe 또는 그 전구체가 많이 석출되고, 그 후의 결정화 열처리에 의하여 α-Fe상의 조대화가 진행되고 자기특성이 크게 열화된다.
이상의 점에서, 종래, 나노컴포지트 자석용 원료합금의 보자력을 증대시키기 위해서는 합금용탕의 냉각속도를 높이고, 급랭응고합금의 대부분이 아모퍼스상에 의하여 점유되는 상태로 한 후, 그 아모퍼스상에서 결정화열처리에 의하여 균일하게 미세화된 조직을 형성하는 것이 바람직하다고 하는 상식이 존해하였다. 이것은 미세한 결정상이 분산된 합금조직을 가지는 나노컴포지트을 얻기 위해서는, 제어하기 쉬운 열처리공정에서 아모퍼스상에서 결정화를 수행할 수 밖에 없다고 생각되어 왔기 때문이다.
이 때문에, 아모퍼스 생성능이 우수한 La를 원료합금에 첨가하고, 그 원료합금의 용탕을 급랭하는 것에 의하여 아모퍼스상을 주상으로 하는 급랭응고합금을 제조한 후, 결정화 열처리에서 Nd2Fe14B상 및 α-Fe상의 양방을 석출ㆍ성장시키고, 어느 하나의 상도 수십 nm 정도의 미세한 것으로 하는 기술이 보고되어 있다(W.C. Chan 등 "THE EFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-Fe/R2Fe14B-TYPE NANOCOMPOSITES, IEEE", Trans, Magn. No. 5, INTERMAG. 99, 한국,경주 pp. 3265-3267, 1999). 그리고 이러한 논문은, Ti등의 고융점 금속원소의 미량 첨가(2원자%)가 자기특성을 향상시킴과 같이, 희토류원소인 Nd의 조성비율을 9.5원자% 에서 11.0원자%로 증가시키는 것이 Nd2Fe14B상 및 α-Fe상의 양측을 미세화하는데 바람직하다고 알려주고 있다. 이러한 고융점 금속의 첨가는, 붕화물(R2Fe23B3또는 Fe3B)의 생성을 억제하고, Nd2Fe14B상 및 α-Fe상의 2상만으로 구성되는 자석분말용 원료합금을 제조하기 위하여 수행되어 왔다.
이것에 대하여, Ti함유 제1철기재의 희토류합금에서는, 첨가 Ti의 움직임에 의하여 급랭응고공정에서 α-Fe상의 석출을 억제하는 것이 가능하다. 더욱이 결정화 열처리 공정에 있어서 철기재 붕화물 등의 연자성상을 생성시키고, 더욱이 그 조대화를 억제하는 것에 의하여 우수한 자기특성을 구비하는 자분을 얻을 수 있다.
즉, 희토류원소량이 비교적 작은(예를 들면 9원자% 이하) 원료합금을 이용하면서, 자화(잔류자속밀도) 및 보자력이 높고, 감자곡선의 각형성이 우수한 자석분말을 제조하는 것이 가능하다.
전술한 바와 같이, Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 보자력의 증가는, Nd2Fe14B상을 냉각공정에서 우선적으로 석출ㆍ성장시키고, 이것에 의하여 Nd2Fe14B상의 체적비율을 증가시키면서, 더욱이 연자성상의 조대화를 억제하는 것에 의하여 실현한다. 또한 자화의 증가는, Ti의 움직임에 의하여, 급랭응고합금 중에 존재하는 B리치 아모퍼스상에서 강자성 철기재 붕화물 등의 붕화물상을 생성하는 것으로, 결정화 열처리 후의 강자성상의 체적비율을 증가시키기 때문에 얻어지는 것이라고생각된다.
상술한 바와 같이 하여 얻어진 원료합금에 대해서는, 필요에 따라서 결정화 열처리를 수행하고, R2Fe14B형 화합물상, 붕화물상, 및 α-Fe상을 포함하는 3종류 이상의 결정상을 함유하는 조직을 형성하는 것이 바람직하다. 이러한 조직중, R2Fe14B형 화합물상의 평균결정입경은 5nm 이상 200nm 이하, 붕화물상 및 α-Fe상의 평균입경은 1nm 이상 100nm 이하가 되도록 열처리 온도 및 시간을 조절한다. R2Fe14B형 화합물상의 평균결정입경은 통상 30nm 이상으로 되지만, 조건에 따라서는 50nm 이상으로 된다. 붕화물상이나 α-Fe 상 등의 연자성상의 평균결정입경은 50nm 이하, 더욱이 30nm 이하가 되는 것이 많고, 전형적으로는 수 nm의 크기로 밖에 되지 않는다.
Ti함유 제1철기재의 희토류합금에 있어서의 최종적인 R2Fe14B형 화합물상의 평균결정입경은 Fe-B상 및 α-Fe상 등의 연자성상의 평균결정입경 보다 크다. 도 5는, 상기 원료합금의 금속조직을 모식적으로 보이고 있다. 도 5에서 알 수 있는 바와 같이, 상대적으로 큰 R2Fe14B형 화합물상 사이에 미세한 연자성상이 분산되어 존재하고 있다. 이와 같이 R2Fe14B형 화합물상의 평균결정입경이 비교적 크게 되어도, 연자성상의 결정성장은 억제되어 있고, 평균결정입경이 충분히 작기 때문에 각 구성상이 교환상호작용에 의하여 자기적으로 결합되고, 그 결과 연자성상의 자화방향이 경자성상에 의하여 구속되어서, 합금전체로서는 우수한 감자곡선의 각형성을보이는 것이 가능하게 된다.
상술한 제조방법에 있어서, 붕화물이 생성되기 쉬운 이유는, R2Fe14B형 화합물상이 대반을 점유하는 응고합금을 제조하면, 급랭합금 중에 존재하는 아모퍼스상이 어떻게 하여도 B를 과잉으로 포함하는 것으로 되어, 이러한 B가 결정화 열처리에서 다른 원소와 결합하여 석출, 성장하기 쉽게 되기 때문이라고 생각된다. 그러나 이러한 B와 다른 원소의 결합에 의하여, 자화가 낮은 화합물이 생성되면, 합금전체로서 자화가 저하되고 만다.
본 발명자의 실험에 의하면, Ti를 첨가한 경우에만, V, Cr, Mn, Nb, Mo 등의 다른 종류의 금속을 첨가한 경우와 달리, 자화의 저하가 생기지 않고, 더욱이 자화가 향상되는 것을 알 수 있다. 또한 Ti를 첨가한 경우에는, 전술한 다른 첨가원소에 비하여, 감자곡선의 각형성이 특히 양호한 것으로 된다. 이러한 점에서, 자화가 낮은 붕화물의 생성을 억제할 뿐만 아니라 Ti가 중요한 움직임을 하고 있다고 생각된다. 특히 Ti함유 제1철기재의 희토류합금의 제조에 사용되는 원료합금의 조성범위 가운데, B 및 Ti가 비교적 작은 경우는, 열처리에 의하여 강자성을 가지는 철기재 붕화물상이 석출되기 쉽다. 이 경우, 비자성 아모퍼스상 중에 포함된 B가 철기재 붕화물 중에 흡수되는 결과, 결정화 열처리후에 잔존하는 비자성아모퍼스상의 체적비율이 감소하고, 강자성의 결정상이 증가하기 때문에, 잔류자속밀도(Br)이 향상된다고 생각된다.
이하, 도 6을 참조하면서, 이러한 점을 보다 상세하게 설명한다.
도 6은, Ti를 첨가한 경우 및 Ti 대신 Nb 등을 첨가한 경우에 있어서의 급랭응고합금의 결정화 과정에 있어서의 미세조직의 변화를 모식적으로 도시한 도면이다. Ti를 첨가한 경우는, α-Fe가 석출되는 온도보다 높은 온도영역에 있어서도 각 구성상의 입자성장이 억제되어 있고, 우수한 경자기특성이 유지된다. 이것에 대하여 NC, V, Cr 등의 금속원소를 첨가한 경우는, α-Fe가 석출되도록 비교적 높은 온도영역에서 각 구성상의 입자성장이 현저하게 진행되고, 각 구성상 사이에 움직이는 교환상호작용이 약하게 되는 결과, 감자곡선의 각형성이 크게 저하된다.
우선, Nb, Mo, W를 첨가한 경우를 설명한다. 이 경우 α-Fe가 석출되지 않는 비교적 낮은 온도영역에서 열처리를 수행하면, 감자곡선의 각형성이 우수한 양호한 경자기특성을 얻을 수 있다. 그러나 이와 같은 온도에서 열처리를 수행한 합금에는, R2Fe14B형 미세결정상이 비자성 아모퍼스상 중에 분산되어 존재하고 있다고 추정되고, 나노컴포지트 자석의 구조는 형성되어 있지 않기 때문에, 높은 자화가 기대될 수 없다. 또한 더욱 높은 온도에서 열처리를 수행하면 아모퍼스상 중에서 α-Fe상이 석출된다. 이러한 α-Fe상은 Ti를 첨가한 경우와는 달리, 석출후 급격하게 성장하고, 조대화된다. 이 때문에, 각 구성상 사이의 교환결합이 약해지고, 감자곡선의 각형성이 크게 열화되는 것으로 된다.
한편 Ti를 첨가한 경우는 열처리에 의하여, R2Fe14B형 결정상, 철기재 붕화물상, α-Fe상 및 아모퍼스상을 포함하는 나노컴포지트 구조가 얻어지고, 각 구성상이 균일하게 미세화된다. 또한 Ti를 첨가한 경우는, α-Fe상의 성장이 억제된다.
V나 Cr을 첨가한 경우는 이들 첨가금속이 Fe에 고용되고, Fe와 반강자성적으로 결합하기 때문에, 자화가 크게 저하된다. 또한 V나 Cr을 첨가한 경우, 열처리에 수반하는 입자성장이 충분히 억제되지 않고, 감자곡선의 각형성이 열화된다.
이와 같이 Ti를 첨가한 경우에만, α-Fe상의 조대화를 적절하게 억제하고, 강자성의 철기재 붕화물을 형성할 수 있다. 더욱이 Ti는, 액체급랭시 Fe 초정(初晶)(후에 α-Fe)로 변태하는 γ-Fe)의 석출을 늦추고, 과냉각 액체의 생성을 용이하게 하는 원소로서 B나 C와 같이 중요한 움직임을 보이기 때문에, 합금용탕을 급랭하는 경우의 냉각온도를 102℃/초∼105℃/초 정도의 비교적 낮은 값으로 하여도, α-Fe를 크게 석출시키는 것 없이, R2Fe14B형 결정상과 아모퍼스상이 혼재하는 급랭합금을 제조하는 것이 가능하게 된다. 이것은, 각종의 액체급랭법 가운데, 특히 양산에 적합한 스트립캐스트법의 채용을 가능하게 하기 때문에, 저코스트화에 특히 중요하다.
합금용탕을 급랭하여 원료합금을 얻는 방법으로, 노즐이나 오리피스에 의한 용탕의 유량제어를 수행하지 않고, 용탕을 텅티슈에서 직접 냉각롤러상으로 넣는 스트립캐스트법은 생산성이 높고, 제조코스트가 낮은 방법이다. R-Fe-B계 희토류합금의 용탕을 스트립캐스트법에 의해서도 달성 가능한 냉각속도범위로 아모퍼스화하기 위해서는, 통상, B를 10원자% 이상 첨가할 필요가 있다. 종래의 기술에 있어서, B를 많이 첨가한 경우는, 급랭합금에 대하여 결정화열처리를 수행한 후, 비자성 아모퍼스상 이외에, 조대한 α-Fe상이나 연자성상인 Nd2Fe23B3상이 석출되기 때문에, 균질한 미세결정조직을 얻을 수 없다. 그 결과 강자성상의 체적비율이 저하되고, 자화의 저하 및 Nd2Fe14B의 존재비율의 저하에 의하여, 보자력의 대폭적인 저하를 초래한다. 그러나 Ti를 첨가하면, 상술한 바와 같이 α-Fe상의 조대화가 억제되는 등의 현상이 일어나고, 예상외로 자화가 향상된다.
그리고 급랭합금이 아모퍼스상을 많이 포함하는 경우보다, Nd2Fe14B상을 많이 포함하는 상태로 있는 편이, 최종적인 자기특성은 높은 것이 얻어지기 쉽다. 급랭합금중에 차지하는 Nd2Fe14B상의 체적비율은, 전체의 반 이상, 구체적으로는 60체적% 이상이 되는 것이 바람직하다. 이러한 60체적%라는 값은, 메스바우어 분광법으로 측정되는 것이다.
다음에 Ti함유 제1철기재의 희토류합금은 Ti의 첨가효과에 의하여, 냉각속도가 비교적 늦은 급랭법을 이용하여 제조될 수 있다. 제1철기재의 희토류합금과 동일하게 도 2에 도시한 멜트스피닝장치를 이용하여 급랭응고합금을 제조하는 것도 가능하고, 노즐이나 오리피스를 이용하지 않는 스트립캐스트법 등의 각종 방법을 이용하는 것이 가능하다. 또한 단롤러법 이외에, 두개의 냉각롤러를 사용하는 쌍롤러법을 이용하는 것도 가능하다.
냉각속도는, 1X102∼1X108℃/초로 하는 것이 바람직하고, 1X104∼1X106℃/초로 하는 것이 더욱 바람직하다. 롤러표면속도를 10m/초 이상 30m/초 이하의 범위로 조절하고, 더욱이 분위기가스에 의한 2차 냉각효과를 높이기 위하여, 분위기가스압력을 30kPa 이상으로 하는 것에 의하여, 예를 들면 평균결정입경 80nm 이하의미세한 R2Fe14B형 화합물상을 60체적% 이상 포함하는 급랭합금을 제조하는 것이 가능하다.
상기 급랭법 중에서도 스트립캐스트법의 냉각속도는 비교적 낮고, 102∼105℃/초이다. 적절한 양의 Ti를 합금에 첨가하는 것에 의하여, 스트립캐스트법에 의한 경우에도 Fe초정을 포함하지 않는 조직이 태반을 점유하는 급랭합금을 형성하는 것이 가능하다. 스트립캐스트법은, 공정비용이 다른 액체급랭법의 반 정도 이하이기 때문에, 멜트스피팅법에 비하여 대량의 급랭합금을 제조하는 경우에 유효하고, 양산에 적합한 기술이다. 원료합금에 대하여 원소(M)을 첨가하지 않는 경우나, 원소(Ti) 대신 Cr, V, Mn, Mo, Ta 및/또는 W를 첨가한 경우에는, 스트립캐스트법을 이용하여 급랭합금을 형성하여도, Fe초정을 많이 포함하는 금속조직이 생성되기 때문에, 소망의 금속조직을 형성하는 것은 불가능하다.
또한 멜트스피팅법이나 스트립캐스트법에 있어서, 롤러표면 원주속도를 조절하는 것에 의하여, 합금의 두께를 제어하는 것이 가능하다. 롤러 표면 원주속도를 조절하는 것에 의하여, 두께가 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 범위의 합금을 형성하면, 이러한 합금은 상기 미세한 조직으로 구성되어 있기 때문에, 분쇄공정에 의하여 여러가지 방위로 파단되기 쉽다. 그 결과 등축적인 형상의(아스펙트비가 1에 가까운) 분말입자가 얻어지기 쉽다. 즉, 일정한 방위를 따라 편평하게 신장된 분말입자가 얻어지는 것이 아니라, 등축적 형상, 즉 구형에 가까운 형상의 분말입자가 형성된다.
이것에 대하여, 롤표면 원주속도를 빨리하여 합금의 두께를 60㎛ 보다 얇게 하면, 종래의 급랭자석과 같이, 합금의 금속조직이 롤러 접촉면에 수직인 방향을 따라서 파단되기 쉽게 되고, 분쇄에 의하여 얻어지는 분말입자는 합금의 표면에 평행한 방향을 따라서 평편하게 신장된 형상으로 되기 쉽고, 아스펙트비가 0.3 미만의 분말 입자가 생성되기 쉽다.
[분쇄공정의 설명]
상기 제1철기재의 희토류합금(비Ti계 및 Ti함유 제1철기재의 희토류합금)은, 예를 들면 도 7에 도시한 바와 같은 핀디스크밀 장치 등을 이용하여 분쇄될 수 있다. 도 7은, 본 실시예에 사용되는 핀밀장치의 일례를 도시한 단면도이다. 이러한 핀디스크밀장치(40)는, 편면에 복수개의 핀(11)이 배치된 디스크(원반)(42a 및 42b)를 두개 대향시키고, 상호의 핀(41)이 충돌하지 않도록 배치되어 있다. 적어도 일측의 원반(42a 및/또는 42b)가 고속으로 회전한다. 도 7의 예에서는 원반(42a)가 축(43)의 주위를 회전한다. 회전하는 측의 원반(42a)의 정면도를 도 8에 도시하였다. 도 8의 원반(42a) 상에서는, 핀(41)이 복수개의 동심원을 그리도록 배열되어 있다. 고정되어 있는 원반(42b)도, 핀(41)은 동심원을 그리도록 배열되어 있다.
핀디스크밀에 의하여 분쇄되는 피분쇄물은, 투입구(42)에서 두개의 원반이 대향하고 있는 간격의 공간 내부로 보내지고, 회전하는 원반(42a) 상의 핀(41) 및 정지하고 있는 원반(42b) 상의 핀(41)에 충돌하고, 이러한 충격에 의하여 분쇄되는 것으로 된다. 분쇄에 의하여 생성되는 분말은 화살표(A)의 방향으로 날아가고, 최종적으로는 1개소에 모여진다.
본 실시예의 핀디스크밀장치(40)에 있어서, 핀(41)을 지지하는 원반(42a 및 42b)은 스테인레스강 등으로 성형되어 있지만, 핀(41)은 텅스텐카바이드(WC) 소결체 등의 초경합금 재료로 형성되어 있다. 초경합금재료로서는, WC소결체 이외에도, TiC, MoC, NbC, TaC, Cr3C2등을 적절하게 사용할 수 있다. 이들 초경합금은, IVa, Va 및 VIa족에 속하는 금속의 탄화물분말을 Fe, Co, Ni, Mo, Cu, Pb, 또는 Sn 또는 이들 합금을 이용하여 소결한 소결체이다.
예를 들면, 상기 핀밀장치를 이용하여 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하가 되는 조건에서 분쇄를 실행하면, 입자의 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 분말을 얻을 수 있다. 평균입경이 70㎛을 초과하면 유동성이 개선되는 효과가 충분히 얻어지지 않을 수 있고, 또한 평균입경이 10㎛를 하회하면 분말의 표면적이 크기 때문에 표면의 산화에 의한 경자기특성의 저하가 현저하게 되거나, 발화의 위험성이 증대된다. 이 때문에, 제2철기재의 희토류합금분말의 평균입경은 10㎛ 이상 70㎛ 이하의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 평균입경의 범위는, 20㎛ 이상 60㎛ 이하이다. 30㎛ 이하의 입자가 작은 것이 바람직하다.
평균입경과 아스펙트비와의 사이에는, 러프한 상관관계가 있고, 두께가 제한된 합금박막을 좁게 분쇄할수록 아스펙트비가 1.0에 가깝게 되는 경향이 있다. 아스펙트비가 1.0에 가까운 것일수록 유동성을 개선하는 효과가 높고, 아스펙트비가 0.5 이상 1.0 이하인 것이 바람직하고, 0.6 이상 1.0 이하인 것이 더욱 바람직하다.
본 발명에서 적절하게 사용되는 핀밀장치는 디스크 상에 핀이 배열된 핀디스크밀에 한정되지 않고, 예를 들면 원통상에 핀이 배열된 장치이어도 좋다. 핀밀장치를 시용하면, 정규 분포에 가까운 입도분포를 가지는 분말을 얻을 수 있고, 평균입경의 조정이 용이하며, 더욱이 양산성이 우수한 잇점이 있다.
상기 분쇄공정에서는 본 출원인이 출원한 일본 특허출원 2001-105508호에서 제안한 햄머밀을 사용할 수도 있다.
이와 같이 하여 얻어진 제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계 및/또는 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말)과 제2철기재의 희토류합금분말을 체적기준으로, 1:49 이상 4:1 이하의 범위내로 하여 혼합하는 것에 의하여, 자석용 컴파운드의 제조에 공급되는 철기재의 희토류합금분말이 얻어진다. 상기 범위의 배합비율로 하는 것에 의하여, 자기특성과 유동성과의 발란스가 우수한 철기재의 희토류합금분말(이하 "혼합자석분말"이라고 칭함)이 얻어질 수 있다.
특히 양산시에 있어서의 제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계 및/또는 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말)이나, 제2철기재의 희토류합금분말의 자기특성이나 점도분포 등의 어긋남을 고려하면, 제1철기재의 희토류합금분말과 제2철기재의 희토류합금분말과의 배합비율은 1:49 이상 4:1 이하인 것이 바람직하다. 이러한 범위의 배합비율이면, 철기재의 희토류합금분말의 자기특성이나 입도분포 등이 최적값에서 어긋한 경우에도 실용상 문제가 없는 레빌의 자기특성 및 유동성을 얻을 수 있다.
제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계 및/또는 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말)과 제2철기재의 희토류합금분말의 혼합은, 분말끼리를 건조혼합하는 것에 의하여 실행된다. 이러한 건조혼합의 공정에 있어서, 윤활제나 분산보조제를 첨가하여도 좋다. 또는 후술하는 컴파운드의 제조공정에 있어서, 이들 분말을 혼합하여도 좋다.
[컴파운드 및 자석체의 제조방법의 설명]
상술한 바와 같이 하여 얻어진 혼합 철기재의 희토류합금분말, 또는 제1 및 제2철기재의 희토류합금분말은, 수지와 혼합되고, 자석용 컴파운드가 제조된다. 전형적으로는 니더 등을 이용하여 혼련된다. 이러한 혼련공정에 있어서, 윤활제 또는 분산제를 첨가하여도 좋다.
자석용 컴파운드는 각종의 성형방법으로 각종의 용도에 이용되어서, 용도에 따라서 수지의 종류 및 철기재의 희토류합금분말의 배합비율이 적절하게 결정된다. 수지로서는, 예를 들면 에폭시수지 또는 페놀수지 등의 열경화수지나, 폴리아미드(나이론66, 나이론6, 나이론12 등)이나, PPS, 액정폴리머 등의 열가소성수지를 이용하는 것이 가능하다. 또는 수지에 한정되지 않고, 고무나 에라스토머(열가소성 에라스토머를 포함)를 이용할 수 있다.
성형방법으로서는 압축성형, 압연성형, 압출성형용 및 사출 성형을 예시하는 것이 가능하다. 이들 성형방법 가운데, 압축성형, 압연성형 및 압출성형에서는, 비교적 단순한 성형의 성형체밖에 성형할 수 없지만, 성형시 매우 높은 유동성이 요구되지 않아서, 자석분말의 충진율을 높일 수 있다. 본 발명에 의한 자석분말을 이용하는 것에 의하여 종래보다 더욱 높은(예를 들면 80체적%를 초과하는) 충진율을 실현하는 것이 가능하다. 또한 성형체에 형성된 공극(보이드)의 양을 감소시킬 수 있는 잇점이 얻어진다. 이들 성형방법에서는, 오로지 열경화성수지 또는 고무가 이용된다.
본 발명에 의한 자석분말은 유동성이 우수하기 때문에, 특히 사출 성형용 컴파운드에 적합하게 이용될 수 있다. 종래의 급랭자석분말을 이용한 컴파운드에서는 성형이 곤란하였던 복잡한 형상의 성형체를 얻을 수 있다. 또한 종래보다 높은 충진율로 자석분말을 배합할 수 있어서, 자석체의 자기특성을 향상시킬 수 있다. 더욱이 본 발명에 의한 자석분말은, 희토류원소의 함유율이 비교적 작아서, 산화되기 어렵다. 따라서 비교적 연화점이 높은 열가소성수지나 열가소성 에라스토머를 이용하여, 비교적 높은 온도에서 사출 성형을 수행하여도 자기특성이 저하되지 않는다.
또한 본 발명의 자석분말은 산화되기 어려운 제1철기재의 희토류합금분말을 포함하고 있기 때문에, 최종적인 본드자석체의 표면을 수지막으로 코팅하는 것을 생략할 수 있다. 따라서 예를 들면 복잡한 형상의 슬롯트를 가지는 부품의 슬롯트 내로의 사출 성형에 의하여, 본 발명에 의한 컴파운드를 압입하고, 이들에 의하여 복잡한 형상의 자석을 일체로 구비하는 부품을 제조할 수 있다.
[전기기기의 설명]
본 발명은 예를 들면 IPM(Interior Permanent Magnet)형 모터에 대하여 적용될 수 있다. 바람직한 실시예에 의한 IPM형 모터는, 상기 자석분말이 고밀도로 충진된 본드자석을 내장하는 로터코어와, 상기 로터코어를 둘러싸는 스테이터를 구비하고 있다. 로터코어에는 복잡한 슬롯트가 형성되어 있고, 상기 슬롯트 내에 본 발명의 자석이 위치하고 있다. 이러한 자석은, 본 발명에 의한 희토류합금분말의 컴파운드를 용융하고, 로터코어의 슬롯트 내로 직접 충진하고, 몰딩한 것이다.
본 발명에 의하면, 예를 들면 전술한 일본국 특허공개 평성11-206075호 공보에 기재되어 있는 자석매설형 로터를 고성능화 및/또는 소형화할 수 있다. 로터는, 예를 들면 상기 공보의 도 3에 기재되어 있는 바와 같이, 복수개의 복잡한 형상의 슬롯트(예를 들면 폭이 약 2mm)를 구비하고, 자계를 인가한 상태에서 상기 슬롯트에 컴파운드가 사출 성형된다. 종래의 급랭자석분말을 이용한 컴파운드는 유동성이 낮기 때문에, 자석분말의 충진율이 낮게 제한되거나, 또는 유동성이 나쁘기 때문에, 슬롯트에 완전하게 주입될 수 없고, 자석분말의 분포가 불균일하게 되었다. 본 발명에 의한 컴파운드를 이용하면, 이러한 문제가 해소되고, 소형이면서 고성능인 IPM형 모터를 제공할 수 있게 된다. 더욱이 성형시간을 단축하는 것도 가능하고, 생산성을 향상하는 효과도 얻을 수 있다.
그리고 본 발명의 자석은, 이러한 종류의 모터 이외에도, 다른 종류의 모터나 액츄에이터 등 각종 전기기기에 적절하게 이용될 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다.
(제1실시예)
본 실시예에서는, 본 발명에 의한 제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계)를 제조하는 예를 설명한다.
실시예 No.1∼No.5의 각각에 대하여, 순도 99.5% 이상의 Fe, Co, B, Nd, 및Pr을 이 총량이 100그램으로 되도록 칭량하고, 석영도가니 내로 투입하였다. 각 실시예 No.1∼No.5의 조성은 표 1에 도시한 바와 같다. 석영 도가니는, 저부에 직경 0.8mm의 오리피스를 구비하고 있기 때문에, 상기 원료는 석영도가니 내에서 용해된 후, 합금용탕으로 되어 오리피스에서 하방으로 분사되는 것으로 된다. 원료의 용해는 압력이 2kPa의 아르곤 분위기 하에서 고주파가열법을 이용하여 수행하였다. 본 실시예에서는 용해온도를 1350℃로 설정하였다.
합금용탕의 탕면을 32kPa로 가압하는 것에 의하여 오리피스의 하방 0.8mm의 위치에 있는 동제의 롤러의 외주면에 대하여 용탕을 분출시켰다. 롤러는, 그 외주면의 온도가 실온정도로 유지되도록 내부가 냉각되면서 고속으로 회전한다. 이 때문에, 오리피스에서 낙하된 합금용탕은 롤러원주면에 접촉하여 열을 빼앗기면서, 원주속도 방향으로 날아가는 것으로 된다. 합금용탕은 오리피스를 통하여 연속적으로 롤러원주면상으로 낙하되기 때문에, 급랭에 의하여 응고된 합금은 박대상으로 길게 연장된 리본(폭 2∼5mm, 두께:70㎛∼300㎛)의 형태를 가지는 것으로 된다.
본 실시예에서 채용하는 회전롤러법(단롤러법)의 경우, 냉각속도는 롤러원주속도 및 단위시간당의 용탕 낙하량에 의하여 규정된다. 그리고 낙하량은 오리피스경(단면적)과 용탕압력에 의존하고, 실시예에서는 오리피스는 직경 0.8mm, 용탕분사압은 30kPa로 하고, 낙하레이트는 약 0.1kg/초이었다. 본 실시예에서는 롤러표면 원주속도(Vs)를 2∼12m/초의 범위로 설정하였다. 얻어진 급랭합금박대의 두께는 85㎛ 이상 272㎛ 이하의 범위로 하였다.
비정질상을 포함하는 급랭응고합금으로 하기 위해서는, 냉각속도는 103℃/초이상인 것이 바람직하고, 그 범위의 냉각속도를 달성하기 위해서는 롤러원주속도를 2m/초 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
이와 같이 하여 얻어진 급랭합금의 박대에 대하여 CuKα의 특성 X선에 의한 분석을 실시하였다. 실시예 No.1 및 No.3에 대해서 분말 X선 회절패턴을 도 9에 도시하였다. 도 9에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예 No.1 및 No. 3의 급랭응고합금은, 비정질 조직과 Fe23B6를 포함하는 금속조직을 구비하고 있다.
시료 No. 합금조성(원자%) 롤로표면주속도Vs(m/s) 열처리온도(℃) 합금두께(㎛)
R Fe B M
실시예 1 Nd4 잔부 18.5 - 8 640 144
2 Nd4.5 잔부 17.0 Co1 2 650 255
3 Nd5.5 잔부 19.0 Co5+Cr5 6 680 170
4 Nd2.5+Pr2 잔부 16.0 Co3+Ga1 9 630 120
5 Nd3.5+Dy1 잔부 18.5 Co3+Si1 7 640 150
비교예 6 Nd3 잔부 18.5 - 15 620 61
7 Nd4.5 잔부 17.0 Co1 20 650 30
8 Nd3.5+Dy1 잔부 18.5 Co3+Si1 30 640 22
표 1에 있어서, 예를 들면 "R"이라고 표시되어 있는 란의 "Nd5.5"는 희토류원소로서 Nd를 5.5원자% 첨가한 것을 보이고 있고, "Nd2.5+Pr2"는 희토류원소로서 Nd를 2.5원자%, Pr을 2원자% 첨가한 것을 보인다.
다음에 얻어진 급랭합금박대를 조분쇄하여, 평균입경 850㎛ 이하의 분말로 형성한 후, 표 1에 도시한 온도에서 아르곤 분위기 중에서 10분간의 열처리를 수행하였다. 그 후, 디스크밀 장치에 의하여 조분쇄분말을 150㎛ 이하로 분쇄하고, 본 발명의 철기재의 희토류합금분말(자석분말)을 제조하였다. 표 2는 이러한 자석분말의 자기특성 및 입경 40㎛ 이상의 분말입자의 아스펙트비를 보이고 있다. 그리고 아스펙트비는, SEM관찰로 요구된 각각의 입자의 장축사이즈와 단축사이즈에서 산출한다.
시료No. 제1철기재의 희토류합금분말의 자기특성 아스펙트비
Br(T) HCJ(kA/M) (BH)max(kJ/m3)
실시예 1 1.08 265 82 0.58
2 1.11 300 95 0.83
3 0.79 610 72 0.92
4 1.20 310 98 0.44
5 1.15 360 102 0.75
비교예 6 1.21 250 72 0.21
7 1.09 305 89 0.14
8 1.14 358 98 0.08
표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예 No.1∼No.5의 자석분의 아스펙트비는, 어느것도 0.4 이상 1.0 이하이다. 또한 자기특성도 우수하고, 일반적으로 종래의 MQ분말에 비하여 잔류자속밀도(Br)가 높은 특징을 가지고 있다.
(비교예)
표 1의 비교예 No.6∼8은 상기 실시예에 대하여 설명한 공정과 동일한 공정에 의하여 제조하였다. 실시예와 상이점은 합금용탕의 급랭에 있어서 롤러표면 원주속도를 15m/초 이상 30m/초 이하로 조절하고, 이것에 의하여 급랭합금박대의 두께를 20㎛ 이상 65㎛ 이하로 한 점에 있다.
비교예에 대하여, 자석분말의 자기특성 및 아스펙트비를 표 2에 보인다. 표 2에서 알 수 있는 바와 같이 비교예의 아스펙트비는 0.3 미만이다.
도 10은 본 발명에 의한 제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계)만을 이용한 컴파운드(에폭시수지 2질량%)를 압축성형하여 제조된 본드자석의 단면 SEM사진이다. 이것에 대하여 도 11은, MQI사 제의 제품명 MQP-B의 분말만을 이용한 컴파운드(에폭시수지 2질량%)를 압축 성형하여 제조된 본드자석(비교예)의 단면 SEM사진(배율 100배)이다. 본 발명에 의한 제1철기재의 희토류합금분말은, 입경이 40㎛ 이상의 분말입자의 60질량% 이상이 0.3 이상의 아스펙트비를 가지고 있다. 비교예의 종래의 급랭합금분말은, 입경이 0.5㎛ 이하의 분말입자 가운데에서는 0.3 이상의 아스펙트비를 구비하는 것도 포함되어 있는지도 모르지만, 입경이 40㎛ 이상의 분말입자의 태반은 0.3 미만의 아스펙트비를 가지고 있다.
(제2실시예)
본 실시예에서는, 사출 성형법을 이용하여 본드자석을 성형한 예를 설명한다.
우선 제1철기재의 희토류합금분말(비Ti계)를 이하와 같이 제조하였다.
Nd4.5Fe73.0B18.5Co2Cr2의 합금조성으로 되도록 배합한 원료합금을 고주파 용해하여, 얻어진 합금용탕을 롤러표면 원주속도 8m/초로 회전하는 동제의 롤러표면상으로 슈트를 통하여 5kg/분의 속도로 용탕을 공급하였다. 두께 120㎛의 급랭합금 박대가 얻어졌다. 이러한 급랭합금의 조직은 Fe23B6상과 비정질상의 혼재조직이었다.
다음에 얻어진 급랭합금을 1mm 이하로 조분쇄하고, 그 후 아르곤 기류중에서 700℃에서 15분간 열처리를 수행하고, 평균결정입경이 20Nm 정도의 미세결정입경을 구비하는 Fe3B상과, Nd2Fe14B상이 동일 조직내에서 혼재하는 나노컴포지트 자석이 얻어졌다. 계속하여, 나노컴포지트 자석을 분쇄하고, 표 3에 도시한 입도의 제1철기재의 희토류합금분말을 얻었다. 이러한 제1철기재의 희토류합금분말의 입경은 53㎛이하이고 평균입경은 38㎛ 이하로 아스펙트비는 0.6∼1.0이었다. 그리고 여기서 사용하는 제1철기재의 희토류합금분말은 Br:0.95T, Hcj:380kA/m, (BH)max:82kJ/m3의 자기특성을 구비하고 있다.
종래의 급랭합금분말인 제2철기재의 희토류합금분말로서, MQI사의 MQP-B 및 MQP15-7("MQ분"이라고 총칭함)을 이용하였다. 입수된 MQ분을 파워밀로 분쇄한 후, 분급하는 것에 의하여, MQ분의 입도분포를 적절하게 조정하였다. 전형적인 MQ분의 입도분포를 표 3에 같이 표시하였다. 여기서 사용된 MQP-B는, Br:0.88T, Hcj:750kA/m, (BH)max:115kJ/m3의 자기특성을 구비하고, MQP15-7은, Br:0.95T, Hcj:610kA/m, (BH)max:130kJ/m3의 자기특성을 구비하고 있다.
또한 표 3에는, 제1철기재의 희토류합금분말과 MQ분을 1:1로 혼합한 자석분말의 입도분포를 같이 표시하고 있다. 표 3에 표시한 MQ분의 평균입경은 100㎛이고, 혼합된 자석분말의 평균입경은 60㎛이었다. 제1철기재의 희토류합금분말 및 제2철기재의 희토류합금분말의 진밀도는 어느것도 약 7.5g/cm3이다.
입도 제1철기재의 희토류합금분말 MQ분 1:1 혼합분
＜38 60.4 6.4 26.2
38∼53 39.6 6.0 20.0
53∼75 0.0 14.8 13.7
75∼106 0.0 26.7 13.0
106∼125 0.0 14.9 7.6
125∼150 0.0 15.4 9.1
150∼180 0.0 10.8 7.0
180∼212 0.0 4.5 3.2
212∼250 0.0 0.4 0.3
250∼300 0.0 0.1 0.1
또한 상기 제1철기재의 희토류합금분말과 각종의 MQ분을 표 4에 표시한 배합비율(1:19∼7:3)으로 혼합한 자석분말(진비중7.5g/cm3)을 나이론66(진비중 1.1g/cm3)과 혼련하고, 비중이 5g/cm3의 사출 성형용의 컴파운드를 얻었다. 실시예를 No.11∼17, 비교예를 No.18∼22로 한다.
실시예 및 비교예의 각각의 컴파운드의 유동성의 지표로 되는 멜트플로레이트("MFR"이라고 약칭함)를 멜트인딕서를 이용하여 평가한 결과를 표 5에 표시한다. 평가조건은 노즐의 직경을 2.095mm, 압출 하중을 5kgf/cm3으로 하여, 용융온도를 240℃, 260℃ 및 280℃로 설정하였다.
료 No. 배합비율(mass%) 입도(㎛)
MQ분 제1철기재의 희토류 합금분말 MQ분 제1철기재의 희토류 합금분말
실시예 11 MQP-B 70 30 ＜150 ＜53
12 MQP-B 70 30 ＜300 ＜53
13 MQP-B 50 50 ＜300 ＜53
14 MQP-B 30 70 ＜300 ＜53
15 MQP15-7 70 30 ＜300 ＜53
16 MQP15-7 50 50 ＜300 ＜53
17 MQP15-7 30 70 ＜300 ＜53
비교예 18 MQP-B 100 0 ＜300
19 MQP-B 100 0 ＜150
20 MQP15-7 100 0 ＜150
21 MQP-B 50 50 ＜300 ＜150
22 MQP15-7 50 50 ＜150 ＜150
시료 No. MFR(g/10분)
240℃ 26℃ 28℃
실시예 11 137 234 329
12 118 205 283
13 132 209 291
14 129 211 286
15 148 221 337
16 124 204 305
17 119 208 292
비교예 18 46 59 82
19 75 126 233
20 93 175 247
21 흐르지 않음 72 145
22 흐르지 않음 83 165
표 5의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 의한 자석분말을 이용하여 제조되는 컴파운드는, 비교예의 컴파운드에 비하여, 어떠한 용융온도에 있어서도, 우수한 유동성을 구비하고 있다.
다음에, 실시예 No.11 alc No.13의 컴파운드를 이용하여, 사출온도를 260℃로, 단면 2mmX10mm, 높이(깊이) 60mm의 편평 장척(長尺)형상을 구비하는 본드자석을 사출 성형하였다. 이러한 형상은, 상술한 IPM형 모터의 로터의 슬롯트 형상을 모의하고 있다. No.11 및 No.13의 어느 컴파운드를 이용한 경우에도, 금형의 캐비티에 컴파운드가 완전하게 주입되고, 양호한 외관의 본드 자석이 얻어진다.
이러한 본드자석을 캐비티의 깊이방향으로 3등분하여 절단하고, 2mmX10mmX20mm의 자석편을 얻는다. 이들 3개의 자석편을 사출성형의 게이트에 가까운측에서, A,B,C라고 각각 칭한다. 이들 자석편을, 짧은변(2mm의 변)으로 평행하게 3.2MA/m의 펄스자계를 인가하고, 착자한 후, 각각의 자기특성을 BH트레이서를 이용하여 측정하였다. 얻어진 결과를 표 6에 표시하고 있다.
시료 No. 자기특성
Br(T) HcJ(kA/m) (BH)max(kJ/m3)
실시예 11-A 0.56 648 40.3
11-B 0.56 641 40.7
11-C 0.56 650 39.5
13-A 0.57 503 36.8
13-B 0.57 501 36.5
13-C 0.57 498 36.3
비교예 18-A 0.54 727 47.4
18-B 0.53 723 45.1
18-C 0.44 719 33.8
21-A 0.55 547 36.3
21-B 0.53 551 32.2
21-C 0.48 538 27.8
표 6의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예의 본드자석은, 게이트에서의 위치에 관계없이, 안정적인 자기특성을 구비하고 있음을 알 수 있다. 이것에 대하여, 비교예의 본드자석은, 게이트에서 멀어짐에 따라서, 최대에너지적이 특히 현저하게 저하되고 있다. 이러한 점에서 명백한 바와 같이, 본 발명에 의한 컴파운드는 유동성이 우수하고, 그 결과, 종래의 자석컴파운드에서는 성형이 곤란한 경우에 있어서도 균일한 자기특성을 가지는 본드자석을 얻을 수 있다.
(제3실시예)
본 실시예에서는, 본드자석의 양산을 고려하여, 제1희토류합금분말과 제2희토류합금분말의 배합비율을 검토하였다.
제1철기재의 희토류합금분말로서, 제2실시예와 동일한 조성의 나노컴포지트 자석분말을 이용하였다. 단, 양산품에 대해서 상정되는 자기특성의 편차를 고려하여, 자기특성이 비교적 낮은 나노컴포지트 자석분말(Br: 0.92T, Hcj:370kA/m, (BH)max: 73kJ/m3)을 이용하였다. 이러한 자석분말의 입경은 53㎛ 이하, 평균입경 398㎛ 이하, 아스펙트비는 0.88이었다.
또한 제2철기재의 희토류합금분말로서, MQP15-7을 이용하였다. 제2실시예에서는, MQP15-7을 분급하는 것에 의하여 입도분포를 조정(평균입경 100㎛)하였지만, 본 실시예에서는 입경이 300㎛ 이상의 조대한 입자만을 제거하고, 입수된 MQP15-7(평균입경 약 150㎛)을 그대로 사용하였다.
상술한 제1철기재의 희토류합금분말와 제2철기재의 희토류합금분말을 각각 표 7에 도시한 배합비율(1:49∼1:1)으로 혼합한 자석분말을 각각 제조하였다 (No.23∼28). 또한 비교예(No.29)에서는 MQP15-7만을 이용하였다.
시료 No. 배합비율(mass%)
MQP15-7 제1철기재의 희토류합금분말
실시예 23 98 2
24 95 5
25 90 10
26 80 20
27 70 30
28 50 50
비교예 29 100 0
이하, 제2실시예와 동일하게 하여, No.23∼29의 자석분말(진비중 7.5g/cm3)과 나이론66(진비중 1.1g/cm3)을 이용하여, 진비중이 4.9g/cm3의 컴파운드를 제조하였다.
상기 컴파운드의 240℃, 260℃ 및 275℃의 각 용융온도에 있어서의 MFR을 제2실시예와 동일하게 평가하였다. 그 결과를 표 8에 도시하였다. 표 8에서 명백한 바와 같이, 비교예의 No.29에 비하여, 실시예의 No.23∼28은 어느 것의 용융온도에 있어서도 MFR의 값이 크고, 제1철기재의 희토류합금분말을 혼합하는 것에 의하여 유동성이 개선되어 있음을 알 수 있다. 단 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율이 20질량%를 초과하면, MFR의 값이 저하되는 경향이 인정된다. 이러한 점에서, MQP15-7의 입도분포를 조절하는 것 없이 이용하는 경우에는, 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율을 20질량% 이하로 설정하는 것이 바람직하다고 할 수 있다. 물론, MQP15-7의 입도분포에도 롯트 간의 편차가 있기 때문에, 제1철기재의 희토류합금분말을 20질량% 이상 배합하여도 유동성이 개선되는 경우도 있을 수 있지만, 생산관리의 용이함을 고려하면, 양산성의 관점에서는 20질량% 이하로 억제되는 것이 바람직하다고 생각된다.
시료 No. MFR(g/10분)
240℃ 260℃ 275℃
실시예 23 75.3 140.6 225.2
24 114.2 193.7 316.4
25 136.0 218.5 366.8
26 152.0 255.7 360.9
27 128.1 208.6 342.9
28 112.9 162.7 270.4
비교예 29 68.7 116.1 190.6
다음에, 각각의 컴파운드를 이용하여, 제2실시예와 동일하게, 본드자석을 사출 성형하고, 그 자기특성을 평가한 결과를 표 9에 보인다.
시료 No. 자기특성
Br(T) HCJ(kA/m) (BH)max(kJ/m3)
실시예 23 0.43 592 27.2
24 0.42 594 24.3
25 0.41 586 25.4
26 0.40 586 23.9
27 0.39 541 22.3
28 0.36 480 18.0
비교예 29 0.43 586 28.5
표 9에서 알 수 있는 바와 같이, 자기특성은, 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율의 증가와 같이 점점 저하되고 있다. 이것은, 본 실시예에서 사용하는 제1철기재의 희토류합금분말의 자기특성, 특히 Br 및 각형비가 나쁘기 때문이라고 생각된다. 그러나 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율이 20질량%까지의 No.23∼25는, 실용상의 문제가 없는 레벨의 자기특성을 구비하고 있다. 상술한 유동성과 같이 생각해도, 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율은 20질량% 이하로 억제하는 것이 바람직하다고 생각된다. 그리고 본 실시예의 No.23∼No.27의 어느 하나의 본드자석도 제2실시예와 동일하게 사출 성형의 게이트에서의 위치에 관계없이, 표 9에 보인 자기특성을 구비하고 있다.
제1실시예∼제3실시예를 통하여 상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 제1철기재의 희토류합금분말 및 제2철기재의 희토류합금분말의 자기특성, 입도분포 및 아스펙트비를 조절하는 것에 의하여, 넓은 배합비율(제1철기재의 희토류합금분말:제2철기재의 희토류합금분말의 배합비율로 1:49∼7:3)에 걸쳐 실용적인 자기특성을 구비하면서 유동성이 개선된 컴파운드가 얻어진다. 더욱이 제1철기재의 희토류합금분말 및 제2철기재의 희토류합금분말의 자기특성 및 입도분포 등을 최적화하는 것에 의하여, 배합비율이 4:1까지 가능하다. 물론 자석분말의 충진율이 낮은 컴파운드에 있어서는, 더욱이 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율을 증가시키는 것도 가능하다. 그리고 양산성을 고려하면, 제1철기재의 희토류합금분말의 배합비율은 20질량%(배합비율 1:4) 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
(제4실시예)
Nd:9원자%, B:11원자%, Ti:3원자%, Co:2원자%, 나머지 Fe의 합급조성이 되도록 배합한 원료 5kg을 도가니 내에 투입한 후, 50kPa로 유지한 Ar분위기 중에서 고주파유도가열에 의하여 합금용탕을 얻었다.
저탕용기를 경사시키는 것에 의하여, 그 합금용탕을 슈트를 통하여, 롤러표면 원주속도 15m/초로 회전하는 순동제의 냉각롤러(직경 250mm) 상에 직접 공급하고, 합금용탕을 급랭한다. 그리고 이 때의 용탕의 공급속도는 저탕용기의 경사각을 조정하는 것에 의하여, 3kg/분으로 조정하였다.
얻어진 급랭합금에 대하여, 비늘조각 100개의 두께를 마이크로메터로 측정한 결과, 급랭합금의 평균두께는 70㎛이고, 그 표준편차(γ)는 13㎛이었다. 얻어진 급랭합금을 850㎛ 이하로 분쇄한 후, 길이 약 500mm의 균열대을 구비하는 후프벨트로를 이용하고, Ar기류하, 벨트 이송속도 100mm/분으로 680℃로 유지한 가열로로 분말을 20g/분의 공급속도로 투입하는 것에 의하여 열처리를 수행하고, 자분을 얻었다.
얻어진 자분이 나노컴포지트 구조를 구비하고 있는 것은, 분말 X선회절을 이용하여 확인하였다. 도 12에 얻어진 X선회절패턴을 보이고 있다. 도 12에서 명백한 바와 같이, Nd2Fe13B상과 Fe23B6및 α-Fe가 확인되었다.
다음에, 얻어진 자분을 도 7 및 도 8을 참조하면서, 상술한 바와 같이, 핀디스크밀을 이용하여 분쇄하는 것에 의하여, 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 분말이 얻어졌다. 그리고 아스펙트비는 SEM관찰에 의하여 구했다.
제4실시예의 Ti함유 제1철기재의 희토류합금분말의 입도분포 및 자기특성을 표 10에 보인다. 또한 도 13에 그 자분의 자기특성을 보인다. 표 10 및 도 13에서 명백한 바와 같이, 제4실시예의 Ti함유 제1철기재의 희토류합금은 우수한 자기특성을 구비하고 있고, 더욱이 그 입경 의존성이 작다. 따라서 소망의 입도분포가 얻어지도록, 예를 들면, JIS8801의 표준체를 사용하여 분별하고, 제2철기재의 희토류합금분말과 혼합하는 것에 의하여, 제1∼제3실시예 보다 더욱 자기특성이 우수한 본드자석을 얻을 수 있다.
제4실시예
입도(㎛) (질량%) (BH)max(kJ/m3) HcJ(kA/M) Br(T)
38 이하 9.36 104.5 854.66 0.830
38초∼53 6.83 104.77 844.00 0.829
53초∼75 12.34 107.16 853.39 0.831
75초∼106 19.76 110.67 859.75 0.837
106초∼125 12.23 112.64 866.12 0.845
125초∼150 15.24 111.63 864.21 0.843
150초∼180 9.42 105.64 896.30 0.820
180초∼212 8.89 107.61 849.41 0.831
212초∼250 4.27 99.67 851.16 0.814
250초 1.65 88.44 844.64 0.800
본 발명에 의하면, 성형시에 있어서의 충진성 및 유동성이 개선된 철기재의 희토류합금분말 및 자석컴파운드가 얻어짐을 알 수 있다. 이러한 철 기재의 희토류합금분말을 이용하는 것에 의하여, 자분 충진율이 개선된 본드자석 및 상기 본드자석을 구비하는 전기기기가 제공될 수 있다.
특히 본 발명에 의하면, 복잡한 형상으로 사출 성형이 가능한 자석 컴파운드가 제공되고, 예를 들면 IPM형 모터 등의 전기기기를 소형, 고성능화하는 것이 가능하게 된다.

Claims (26)

  1. 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.4이상 1.0 이하의 제1철기재의 희토류합금분말과,
    평균 입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만의 제2철기재의 희토류합금분말을 포함하고,
    상기 제1철기재의 희토류합금분말과 상기 제2철기재의 희토류합금분만의 혼합비가 체적기준으로 1:49 이상 4:1이하의 범위에 있는 철 기재의 희토류합금분말.
  2. 제1항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성식 (Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 및 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y, 및 z는, 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말.
  3. 제2항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성상으로서, Fe상,Fe와 B의 화합물상, 및 R2Fe14B 형 결정구조를 가지는 화합물상을 포함하고, 각 구성상의 평균결정입경이 150nm 이하인 철기재의 희토류합금분말.
  4. 제1항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 또는 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소이고 Ti를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y, z및 m이 각각 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말.
  5. 제4항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 2종 이상의 강자성 결정상을 함유하고, 경자성상의 평균결정입경이 5nm 이상 200nm 이하, 연자성상의 평균결정입경이 1nm 이상 100nm 이하의 범위 내에 있는 조직을 구비하는 철기재의 희토류합금분말.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제2철기재의 희토류합금분말은, 조성식 Fe100-x-yQxRy(Fe는 철, Q는 B및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소로서 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종 이상의 희토류원소, 조성비율 x 및 y가, 1원자%≤x≤6원자% 및 10원자%≤y≤25원자%)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 철기재의 희토류합금분말과, 수지를 포함하는 자석용 컴파운드.
  8. 제7항에 있어서, 상기 수지는 열가소성수지인 자석용 컴파운드.
  9. 제7항 또는 제8항에 기재된 자석용 컴파운드로 형성되는 영구자석.
  10. 제9항에 있어서, 밀도가 4.5g/cm3이상인 영구자석.
  11. 제9항 또는 제10항에 기재된 영구자석을 구비하는 로터와, 상기 로터를 둘러싸도록 설치되는 스테이터를 구비하는 모터.
  12. (a) 평균입경이 10㎛ 이상 70㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.4 이상 1.0 이하의 제1철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과,
    (b) 평균입경이 70㎛ 이상 300㎛ 이하이고, 더욱이 분말입자의 아스펙트비가 0.3 미만의 제2철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과,
    (c) 상기 제1철기재의 희토류합금분말과 제2철기재의 희토류합금분말을 체적기준으로 1:49 이상 4:1 이하의 비율로 혼합하는 공정을 포함하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 및 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소, 조성비율의 x,y 및 z가, 10원자%≤x≤30원자%, 2원자%≤y〈10원자%, 0원자%≤z≤10원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 제1철기재의 희토류합금분말은, 조성식(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T는 Co 및 Ni로 구성되는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, M은 Al,Si, Ti, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au 및 Pb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소이고 Ti를 반드시 포함하는 1종의 원소, 조성비율 x,y,z 및 m이 각각, 10원자%〈x≤20원자%, 6원자%〈y〈10원자%, 0.1원자%≤z≤12원자%, 및 0≤m≤0.5)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  15. 제12 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공정(a)는, 상기 제1철기재의 희토류합금의 용탕을 액체급랭법에 의하여 냉각하고, 이것에 의하여 두께 70㎛ 이상 300㎛ 이하의 급랭응고합금을 형성하는 냉각공정과,
    상기 급랭응고합금을 분쇄하는 공정을 포함하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  16. 제15항에 있어서, 상기 분쇄공정 전에, 열처리에 의하여 상기 급랭응고합금을 결정화시키는 공정을 더 포함하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  17. 제15항 또는 제16항에 있어서, 상기 분쇄는 핀밀장치 또는 햄머밀장치를 이용하여 실행되는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  18. 제15항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 급랭응고합금은, Fe23B6,Fe3B, R2Fe14B, 및 R2Fe23B3으로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 하나의 준안정상 및/또는 비정질상을 포함하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  19. 제15항 내지 제18항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉각공정에 있어서, 롤러표면 원주속도가 1m/초 이상 13m/초 이하의 범위로 회전하는 롤러에 상기 용탕을 접촉시키고, 이것에 의하여 상기 급랭응고합금을 형성하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  20. 제19항에 있어서, 상기 냉각공정은, 감압분위기하에서 실행되는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  21. 제20항에 있어서, 상기 감압분위기의 절대압력은 1.3kPa 이상 90kPa이하인 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  22. 제12항 내지 제21항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제2철기재의 희토류합금분말은, 조성식Fe100-x-yQxRy(Fe는 철, Q는 B 및 C로 구성되는 군에서 선택되는 원소이고 B를 반드시 포함하는 적어도 1종의 원소, R은 Pr, Nd, Dy, 및 Tb로 구성되는 군에서 선택되는 적어도 1종의 희토류원소, 조성비율의 x 및 y가, 1원자%≤x≤6원자%, 그리고 10원자%≤y≤25원자%)로 표현되는 조성을 구비하는 철기재의 희토류합금분말의 제조방법.
  23. 제12항 내지 제22항 중 어느 하나에 기재된 철기재의 희토류합금분말의 제조방법에 의하여 제조되는 철기재의 희토류합금분말을 준비하는 공정과,
    상기 철기재의 희토류합금분말과 수지를 혼합하는 공정을 포함하는 자석용 컴파운드의 제조방법.
  24. 제23항에 있어서, 상기 수지는 열가소성수지인 자석용 컴파운드의 제조방법.
  25. 제24항에 기재된 제조방법을 이용하여 제조되는 컴파운드를 사출 성형하는 공정을 포함하는 영구자석의 제조방법.
  26. 철심에 자석용 슬롯트를 구비하는 로터를 준비하는 공정과,
    상기 자석용 슬롯트에 제24항에 기재된 자석용컴파운드의 제조방법에 의하여 얻어진 자석용 컴파운드를 사출 성형하는 공정, 그리고
    상기 로터를 둘러싸도록 스테이터를 설치하는 공정을 포함하는 모터의 제조방법.
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