KR20050122201A - 페라이트 대체를 위한 높은 급랭성을 가진 Ｆｅ-계 희토류재료 - Google Patents

페라이트 대체를 위한 높은 급랭성을 가진 Ｆｅ-계 희토류재료 Download PDF

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Abstract

본 발명은 급속 응고 공정에 의해 제조되며 우수한 자기 특성과 열적 안정성을 가지는 높은 급랭성을 가진 Fe계 희토류 자성 재료에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 본 발명은 종래의 자성재료를 제조하는 것에 비해 더 낮은 최적 휠 스피드와 더 넓은 최적 휠 스피드 윈도우를 가지고 급속 응고 프로세스에 의해 제조되는 등방성 Nd-Fe-B 타입의 자성 재료에 관한 것이다. 본 자성 재료는 상온에서 각각 7.0 내지 8.5 kG 및 6.5 내지 9.9 kOe 사이의 잔류자속(Br) 및 고유 보자력(Hci)을 가진다. 또한 본 발명은 많은 적용 분야에 있어서 이방성 소결 페라이트를 직접 대체하기에 적합한 재료의 제조 방법과 그러한 재료로 제조된 본드 자석에 관한 것이다.

Description

페라이트 대체를 위한 높은 급랭성을 가진 Ｆｅ-계 희토류 재료 {Highly quenchable Fe-based rare earth materials for ferrite replacement}
본 발명은 급속 응고 프로세스에 의해 제조되어 우수한 내부식성 및 열적안정성을 가지는 급속 급랭가능한 Fe-계 희토류 자성 재료에 관한 것이다. 본 발명은 종래의 Nd-Fe-B 타입 재료를 제조하는데 사용되는 것보다 더 넓은 최적 휠 스피드 윈도우(wheel speed window)로 급속 응고 프로세스에 의해 제조되는 등방성(isotropic) Nd-Fe-B 타입의 자성 재료를 포괄한다. 더욱 구체적으로, 본 발명은 상온에서 각각 7.0 내지 8.5 kG 및 6.5 내지 9.9 kOe 사이의 잔류자속(remanence)(Br) 및 고유 보자력(intrinsic coercivity)(Hci)을 가지는 등방성 Nd-Fe-B 타입의 자성 재료에 관한 것이다. 본 발명은 또한 자성 재료로 만들어진 본드 자석(Bonded magnet)에 관한 것으로서, 많은 응용분야에 있어서 소결 페라이트로 제조되는 자석을 직접 대체하기에 적합하다.
등방성 Nd2Fe14B-타입 용융 스핀된(melt spun) 재료는 오래동안 본드 자석을 제조하는데 사용되어 왔다. 비록 Nd2Fe14B-타입 본드 자석이 수많은 첨단 분야에서 발견되지만, 그것의 시장 수요는 이방성(anisotropic) 소결 페라이트(또는 세라믹 페라이트)로 제조되는 자석에 비해 매우 작다. Nd2Fe14B-타입 본드 자석의 응용을 다양화시키고 향상시키는 동시에 그 시장을 키우는 수단의 한 가지는 이방성 소결 페라이트 자석을 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석으로 대체시킴으로써 종래의 페라이트 조각으로 확장시키는 것이다.
이방성 소결 페라이트 자석에 대한 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석의 직접적인 대체는 적어도 세 가지 이점을 제공하는데, (1) 제조 원가의 절감, (2) 등방성 Nd2Fe14B 본드 자석의 고성능, 및 (3) 발전적인 응용을 가능케 하는 더욱 다양한 본드 자석의 자화 패턴 등이다. 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석은 종래의 소결 페라이트에서 요구되었던 결정립의 정렬이나 고온 소결을 요구하지 않기 때문에, 공정 및 제조 비용이 획기적으로 절감될 수 있다. 또한 등방성 Nd2Fe14B 본드 자석의 형상 제조는 이방성 소결 페라이트에서 요구되는 얇게 자르기, 연마 및 기계 가공 등과 비교할 때, 비용 절감의 이점을 가져다준다. 또한 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석의 높은 Br 값(이방성 소결 페라이트의 3.5 내지 4.5 kG와 비교하여 NdFeB 자석은 전형적으로 5 내지 6)과 (BH)max 값(이방성 페라이트의 경우 3 내지 4.5 MGOe인 것에 비해 등방성 NdFeB 본드 자석의 경우에는 전형적으로 5 내지 8 MGOe)은, 이방성 소결 페라이트와 비교할 때, 주어진 장치 내에서 자석의 보다 효율적인 에너지 사용이 가능케한다. 끝으로, 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석은 잠재적인 새로운 응용 분야를 개척할 수 있도록 보다 융통성있는 자화 패턴을 가능케 한다.
그러나, 이방성 소결 페라이트의 직접적인 대체가 가능하기 위해서, 등방성 본드 자석이 어떤 특성을 가져야만 한다. 예를 들어, Nd2Fe14B 재료는 저가에 경제성을 충족시키기 위해 대량 생산이 가능해야만 한다. 따라서, 그러한 재료는 고수율 생산을 위해 추가적인 자본의 투여없이 현재의 용융 스핀(melt spining) 또는 제트 주조 기술을 사용하여 급속 급랭이 가능해야 한다. 또한, 자기특성 예를 들어, Nd2Fe14B 재료의 Br, Hci 및 (BH)max 값 등은 다양한 응용 분야의 수요에 충분히 적용가능한 것이어야 한다. 따라서, 합금 조성은 조정가능한 요소로 하여금 Br, Hci 및/또는 급랭성(quenchability)을 독립적으로 조정할 수 있도록 하여야 한다. 추가적으로, 등방성 Nd2Fe14B-타입 본드 자석은 이방성 소결 페라이트와 대비하였을 때 유사한 동작 온도 범위에서 대등한 열적 안정성을 가지고 있어야 한다. 예를 들어, 등방성 본드 자석은 80 내지 100 ℃에서 이방성 소결 페라이트가 유사한 Br 및 Hci 특성을 가짐과 동시에 낮은 자속 시효 손실(flux aging losses)을 가져야 한다.
종래의 Nd2Fe14B-타입 용융 스핀된 등방성 파우더는 각각 약 8.5-8.9 kG 및 9 내지 11 kOe 범위의 전형적인 Br과 Hci 값을 가지는데, 이것은 통상적으로 상기 파우더가 이방성 소결 페라이트 대체에 적합하도록 한다. 더 높은 Br 값은 자성 회로를 포화시켜 장치를 초크(choke)시킬 수 있으므로, 높은 값의 이익을 실현하는 것을 막는다. 이러한 문제를 해결하기 위해, 본드 자석 제조업자들은 통상 Cu 또는 Al과 같은 비자성 파우더를 사용하여 자성 파우더의 농도를 희석시킴으로써 Br 값을 원하는 수준까지 조절하였다. 그러나, 이것은 자석 제조 공정에 있어서 추가적인 단계를 더 요구하는 것이어서, 결국 최종 자석에 대한 비용을 증가시킨다.
또한 종래 Nd2Fe14B-타입 본드 자석의 높은 Hci 값, 특히 10 kOe보다 높은 값은 자화에 있어서 통상적인 문제를 가져온다. 대부분의 이방성 소결 페라이트는 4.5 kOe보다 낮은 Hci 값을 가지기 때문에 8 kOe의 피크 강도를 가지는 자계(magnetizing field)로도 장치의 자석을 완전히 자화시키기에 충분하다. 그러나, 이러한 자계는 종래의 Nd2Fe14B-타입 등방성 본드 자석을 상용적인 수준으로 완전히 자화시키기에는 부족하다. 충분한 자화가 이루어지지 않으면, 종래의 등방성 Nd2Fe14B 본드 자석의 높은 Br 또는 Hci 값에 따른 이점을 충분히 살리기 힘들다. 자화 문제를 극복하기 위해, 본드 자석 제조업자들은 현재 현장에서 쉽게 접할 수 있는 자화 회로를 사용하여 완전한 자화를 달성하기 위해, 낮은 Hci 값을 가지는 파우더를 사용해 왔다. 그러나, 이러한 접근법은 높은 Hci 값의 잠재된 이점을 충분히 활용하지 못하는 것이다.
고성능 자성재료를 얻고자 하는 시도로서 Nd2Fe14B-타입 재료의 미세구조를 제어하기 위해 용융 스핀 기술에 대한 많은 개선점들이 발표되어 왔다. 그러나, 시도된 많은 수의 노력들은 구체적인 재료 및/또는 응용에 대해 초점을 맞추지 않고 일반적인 공정 개선에만 치중해 왔다. 예를 들어, 야지마(Yajima) 등의 미국 특허 5,022,939는 내화 금속의 사용이 높은 보자력, 높은 에너지 생산, 개선된 자화성, 높은 내부식성 및 안정된 성능을 구현하는 영구 자석 재료를 제공하는 것을 청구하고 있다. 상기 특허는 M 요소의 추가로 결정립 성장을 제어하여 오래동안 고온에서 보자력을 유지하는 것을 청구하고 있다. 그러나, 평균 결정립 크기와 내화 금속 붕소화물을 신중하게 조절하거나 상호 결합이 일어나도록 재료 내에 걸쳐서 균일하게 산포시키지 못하면, 그러한 내화 금속의 추가는 종종 내화 금속 붕소화물을 형성시켜, 얻어진 자성 재료의 Br 값을 감소시킬지도 모른다. 더욱이, 합금 성분 내에 내화 금속이 존재하게 되면, 야지마 특허에 기재된 바와 같이, 고성능 파우더를 얻기 위한 최적의 휠 스피드 윈도우를 좁게 만들 수도 있다.
모리(Mohri) 등에 주어진 미국 특허 4,765,848은 희토류계 용융 스핀된 재료에 있어서 La 및/또는 Ce의 결합이 재료 비용을 낮추는 것을 청구하고 있다. 그러나, 주장하는 바와 같이 비용의 감소는 자기 성능의 희생에 의해 달성되는 것이다. 더욱이, 이 특허는 용융 스핀된 전구체(precursor)의 급랭성이 향상될 수 있는 방법에 대해서는 언급하지 않고 있다. 쿤(Koon)에 허여된 미국 특허 4,402,770과 4,409,043은 용융 스핀된 R-Fe-B 전구체를 생산하기 위한 La의 사용을 개시하고 있다. 그러나, 이들 특허는 자기 특성, 즉 Br 및 Hci 값을 원하는 수준으로 제어하기 위해 La를 어떻게 사용하는지에 대해서는 개시하지 않고 있다.
아레이(Arai)의 미국 특허 6,478,891는 Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw, 이때 7.1 ≤ x ≤ 9.0, 0 ≤ y ≤ 0.3, 4.6 ≤ z ≤ 6.8, 및 0.02 ≤ w ≤ 1.5의 공칭 조성을 가진 합금에 0.02 내지 1.5 at%의 Al을 사용하면, 딱딱하고 부드러운 자기상(magnetic phases)으로 이루어진 재료의 성능을 향상시킬 수 있음을 청구하고 있다. 그러나, 이 특허는 Al 첨가에 따른 여러가지 문제, 예를 들어 용융 스핀 또는 제트 주조 공정을 하는 동안 상구조와 습윤성에 미치는 영향에 대해서는 언급하지 않고 있다.
아레이(Arai) 등의 IEEE Trans. on Magn., 38:2964-2966 (2002)에는, 세라믹 코팅된 홈이 파여진 휠이 용융 스핀 재료의 자기 특성을 향상시킬 수 있다고 보고하고 있다. 그러나 이러한 개선점은 현재의 제트 주조 설비와 공정의 변형을 수반하고, 따라서 기존의 제조 설비에 적용하기에는 적합하지 않다. 나아가, 이러한 접근법은 상대적인 고속 휠 스피드를 사용하는 용융 스핀 공정만을 강조하고 있다. 그러나, 통상적으로 제조 여건상 고속 휠 스피드는 바람직하지 못한데, 왜냐하면 공정을 제어하는 것이 어렵고 기계 마모를 증대시키기 때문이다.
따라서, 비교적 높은 Br 및 Hci 값을 가지며 양호한 내부식성과 열적 안정성을 가진 등방성 Nd-Fe-B 타입 자성 재료에 대한 요구가 절실하다. 또한 그러한 재료에 있어서, 예를 들어 급속 응고 공정 동안 우수한 급랭성을 가짐으로써, 많은 응용분야에 있어서 이방성 소결 페라이트를 대체하기에 접합한 재료의 필요성이 존재한다.
도 1은 20 ℃에서 높은 Br 및 Hci 값을 가지는 상용되는 이방성 소결 페라이트의 제2 사분면 소자(消磁)(demagnetization) 곡선을 본 발명에 따른 등방성 본드 자석과 대비하여 나타낸 것으로서, Br = 7.5 kG 및 Hci = 7 kOe이고, 등방성 NdFeB의 체적비는 65 및 75 vol%이다.
도 2는 100 ℃에서 높은 Br 및 Hci 값을 가지는 상용되는 이방성 소결 페라이트의 제2 사분면 소자(消磁)(demagnetization) 곡선을 본 발명에 따른 등방성 본드 자석과 대비하여 나타낸 것으로서, 20 ℃에서 측정하였을 때 Br = 7.5 kG 및 Hci = 7 kOe이고, 등방성 NdFeB의 체적비는 65 및 75 vol%이다.
도 3은 1의 부하선(load line)을 따라 본 발명의 본드 자석의 운전점(operating point)을 설명하기 위한 개략적인 도면이다.
도 4는 20 ℃ 및 100 ℃에서 이방성 소결 페라이트에 대해 65 및 75 vol%의 체적비를 가진 NdFeB 타입 등방성 본드 자석의 운전점을 비교한 도면이다.
도 5는 Nd2Fe14B-타입 재료의 전형적인 용융 스핀 급랭성 곡선을 나타낸 것이다.
도 6은 본 발명의 보다 바람직한 급랭성 곡선과 내화 금속 첨가된 것과 첨가가 되지 않은 전형적인 Nd2Fe14B 재료의 용융 스핀 급랭성 곡선을 비교한 것이다.
도 7은 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 공칭 조성을 가지는 본 발명에 따른 합금의 급랭성 곡선을 나타낸다.
도 8은 (MM0.62La0.38)11.5Fe76.1Co2.5Zr0.5Al3.5B5.9의 공칭 조성을 가지는 본 발명에 따른 합금의 급랭성 곡선을 나타낸다.
도 9는 17.8 m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀되고 640 ℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명에 따른 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9 파우더의 소자 곡선(demagnetization curve)을 나타낸다.
도 10은 17.8 m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀되고 640 ℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명에 따른 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9 파우더의 X선 회절 패턴을 보여준다.
도 11은 17.8 m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀되고 640 ℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명에 따른 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9 파우더의 주사 전자 현미경(TEM) 이미지를 보여준다.
도 12는 17.8 m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀되고 640 ℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명에 따른 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9 파우더의 에너지 분산 분석 X-레이(EDAX; Energy Dispersive Analytical X-ray) 스펙트럼을 보여준다.
본 발명은 금속 응고 공정에 의한 RE-TM-B-타입 자성 재료와, 그 자성 재료로 제조된 본드 자석을 제공한다. 본 발명의 자성 재료는 비교적 높은 Br 및 Hci 값을 가지며, 우수한 내부식성과 열적 안정성을 가진다. 상기 재료는 또한 예를 들어, 급속 응고 공정 동안 양호한 급랭성을 가진다. 이러한 특성은 상기 재료로 하여금 많은 응용 부분에서 이방성 소결 페라이트를 대체하기에 적합하도록 한다.
첫번째 측면에 따르면, 본 발명은 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정, 바람직하게 300 ℃ 내지 800℃의 온도 범위에서 약 0.5분 내지 120분 함으로써 제조되는 자성 재료를 포괄한다. 상기 자성 재료는 원자비율로 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy , 여기서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상인, 조성을 가진다. 또한, 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이다, 덧붙여, 상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가진다.
구체적인 실시예에서, 상기 급속 응고 공정은 약 10 m/s 내지 60 m/s의 공칭 휠 스피드를 가진 용융 스핀 또는 제트 주조 공정이다. 바람직하게, 상기 공칭 휠 스피드는 약 15 m/s 내지 50 m/s이다, 또 다른 실시예에서 상기 휠 스피드는 약 35 m/s 내지 45 m/s인 것을 특징으로 하는 자성 재료. 바람직하게, 실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30% 내이다. 상기 공칭 휠 스피드는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링에 의해 상기 자성 재료를 제조하는 최적 휠 스피드이다.
상기 열적 어닐링 공정은 300 ℃ 내지 800℃의 온도 범위에서 약 0.5분 내지 120분 수행한다. 또 다른 예에서, 상기 열적 어닐링 공정은 600 ℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 약 2분 내지 10분 하게 된다.
또 다른 실시예에 따르면, 상기 M은 Zr, Nb 또는 그 조합이고, T는 Al, Mn 또는 그 조합이다. 더욱 바람직하게, 상기 M은 Zr이고, T는 Al이다.
본 발명에 따르면, 0.2≤a≤0.6, 10≤u≤13, 0≤v≤10, 0.1≤w≤0.8, 2≤x≤5 및 4≤y≤10이다. 바람직하게, 0.25≤a≤0.5, 11≤u≤12, 0≤v≤5, 0.2≤w≤0.7, 2.5≤x≤4.5 및 5≤y≤6.5이다. 더욱 바람직하게, 0.3≤a≤0.45, 11.3≤u≤11.7, 0≤v≤2.5, 0.3≤w≤0.6, 3≤x≤4 및 5.7≤y≤6.1이다, 또 다른 예에서, 0.0.1≤a≤0.1, 0.1≤x≤1이다.
본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 자성 재료는 독립적으로 약 7.0 kG 내지 약 8.0 kG의 Br값과 약 6.5 kOe 내지 9.9 kOe의 Hci값을 가진다. 상기 자성 재료는 독립적으로 약 7.2 kG 내지 약 7.8 kG의 Br값과 약 6.7 kOe 내지 7.3 kOe의 Hci값을 가진다. 바람직하게, 상기 자성 재료는 약 7.8 kG 내지 약 8.3 kG의 Br값과 약 8.5 kOe 내지 9.5 kOe의 Hci값을 가진다. 더욱 바람직하게, 상기 자성 재료는 X-레이 회절 분석에 따라, 화학량론적으로 Nd2Fe14B-타입 단일상 미세구조를 가진다. 또한, 상기 자성 재료는 1 nm 내지 80 nm 범위의 결정립 크기를 가진다. 더욱 바람직하게, 상기 자성 재료는 10 nm 내지 40nm 범위의 결정립 크기를 가진다.
본 발명의 두번째 측면에 따르면, 자성 재료와 본딩제를 포함하고, 상기 자성 재료는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정에 의해 제조되며, 상기 자성 재료는 원자비율로 다음의 조성을 가지고, (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy 여기서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이고, 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이고, 상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가지는 본드 자석이 제공된다.
일 실시예에서, 상기 본딩제는 에폭시, 폴리아미드(나일론), 폴리페닐렌 설파이드(PPS) 또는 액정 고분자(LCP)이다. 또 다른 실시예에서, 상기 본딩제는, 고분자량의 다관능성 지방산 에스테르, 스테아릭 에시드, 하이드록시 스테아릭 에시드, 고분자량의 컴플 에스테르, 긴 체인의 펜타에리쓰리톨, 팔미틱 에시드, 윤활제 농축 폴리에틸렌(polyethylene based lubricant concentrate), 몬타닉 에시드의 에스테르, 몬타닉 에시드의 부분 비누화 에스테르, 폴리올레핀 왁스, 패티 비스아미드, 지방산 2차 아미드, 높은 트랜스 함량을 갖는 폴리옥타노머, 말레 무수물(maleic anhydride), 글리시딜-관능의 아크릴 하드너, 징크 스테아레이트, 및 고분자 가소제로 이루어진 군으로부터 선택된 하나 이상의 첨가제를 포함한다.
상기 자석은 약 1 내지 약 5 중량%의 에폭시와 약 0.01 내지 약 0.05중량%의 징크 스테아레이트를 함유한다. 상기 자석은 약 0.2 내지 10의 투자상수(permeance coefficient)를 가진다. 바람직하게, 100시간 동안 100℃에서 시효시킬 때 약 6.0%보다 작은 자속 시효 손실(flux-aging loss)을 나타낸다. 본드 자석은 압축 몰딩, 사출 몰딩, 캘린더링, 압출, 스크린 프린팅 또는 이들의 조합에 의해 제조된다. 또한, 40 내지 200℃의 온도영역에서 압축 몰딩하여 제조될 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면에 따르면, 원자비율로 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy 의 조성을 가지는 용융물을 만드는 단계; 상기 용융물을 급속 응고시켜 자성 파우더를 얻는 단계; 상기 자성 파우더를 300 ℃ 내지 800℃의 온도 범위에서 약 0.5분 내지 120분 동안 열적 어닐링하는 단계;를 포함하고, 상기 R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이고, 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이고, 상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가지는 자성 재료 제조 방법이 제공된다.
상기 급속 응고 단계는 약 10 m/s 내지 60 m/s의 공칭 휠 스피드를 가진 용융 스핀 또는 제트 주조 공정을 포함한다. 또한, 상기 공칭 휠 스피드는 약 35 m/s 내지 45 m/s이다. 또한, 실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30%내에 있다. 바람직하게, 상기 공칭 휠 스피드는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링에 의해 상기 자성 재료를 제조하는 최적 휠 스피드이다.
본 발명은 R2Fe14B계 자성 재료를 포괄하며, 이것은 독립적으로 그리고 동시에 (i)급랭성을 향상시키고, (ii)재료의 Br 및 Hci 값을 조정하기 위한 세 가지 특징적인 타입의 구성요소들을 포함한다. 구체적으로, 본 발명의 재료는 화학량론적으로 Nd2Fe14B의 공칭 조성을 가지며, 거의 단일상 미세구조를 가지는 합금을 포함한다. 또한, 상기 재료는 Br 값을 조절하기 위해 Al, Si, Mn 또는 Cu 중에서 하나 이상을 함유하며; Hci 값을 조절하기 위해 La 또는 Ce를 함유하고, 급랭성을 향상시키거나 또는 용융 스핀에 요구되는 최적의 휠 스피드를 감소시키기 위해 Zr, Vb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf와 같은 내화 금속 중에서 하나 이상을 함유한다. 또한, Al, La 및 Zr의 조합은 휠 표면에 대한 액상 금속의 습윤 특성을 향상시키고 최적의 급랭을 위한 휠 스피드 윈도우를 넓혀줄 것이다. 필요하다면, Br의 가역온도상수(통상 α로 알려져 있음)를 향상시키기 위해 희석된 Co 첨가가 될 수도 있다. 따라서, 종래의 시도와 대비하여, 본 발명은 보다 바람직한 다중 인자 접근법을 제공하고 새로운 합금 성분을 사용하는데, 이것은 현재 휠의 구성을 변형하지 않고도, 중요한 자기 특성의 조절과, 용융 스핀을 위한 휠 스피드 윈도우를 넓힐 수 있다. 본 재료로 제조된 본드 자석은 많은 응용 부분에 있어서 이방성 소결 페라이트를 대체하는데 사용될 수 있다.
본 발명의 합금 조성은 "높은 급랭성"을 가지는데, 이것은 본 발명의 범위 내에서, 종래의 재료를 제조하기 위한 최적 휠 스피드와 원도우에 비해서, 재료가 비교적 낮은 최적 휠 스피드에서 비교적 넓은 최적 휠 스피드 윈도우로 급속 응고 공정에 의해 제조될 수 있음을 의미한다. 예를 들어, 실험실적 제트 주물기를 사용할 경우, 본 발명에 따른 높은 급랭성을 가진 자성 재료를 제조하는데 요구되는 최적 휠 스피드는 25 meter/second(m/s) 미만, 바람직하게 20 m/s 미만이며, 최적 급랭 스피드 윈도우는 적어도 ±15%, 바람직하게 ±25%이다. 실제 제조 여건 하에서, 본 발명의 높은 급랭성을 가지는 자성 재료를 제조하는데 요구되는 최적 휠 스피드는 60 m/s 미만, 바람직하게 50 m/s 미만이고, 최적 급랭 스피드 윈도우는 적어도 ±15%, 바람직하게 ±30%이다.
본 발명에 있어서, "최적 휠 스피드(Vow)"는 열적 어닐링 후에 최적의 Br 및 Hci 값을 생산하는 휠 스피드를 의미한다. 나아가, 실세계 공정에서는 실제 휠 스피드가 불가피하게 어떤 범위 내에서 변하기 때문에, 자성 재료는 항상 단일 스피드가 아닌 스피드 윈도우 내에서 제조된다. 따라서, 본 발명의 용어에 있어서, "최적 급랭 스피드 윈도우"는 최적 휠 스피드에 가깝게 근접된 휠 스피드로 정의되며, 이것은 최적 휠 스피드를 사용하였을 경우에 얻어지는 것과 동일한 또는 거의 동일한 Br 및 Hci 값을 가지는 자성 재료를 제조한다. 특히, 본 발명의 자성 재료는 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30%의 공칭 최적 휠 스피드 범위 내의 실제 휠 스피드에서 제조될 수 있다.
본 발명에서 알 수 있듯이, 최적 휠 스피드(Vow)는 제트 주조 노즐의 오리피스 크기, 휠 표면에 대한 액상(용융 합금) 투하율(pour rate), 제트 주조 휠의 직경 및 휠 소재 등에 따라서 변할 것이다. 따라서, 본 발명에 따른 높은 급랭성을 가지는 자성재료를 제조하기 위한 최적 휠 스피드는, 실험실적 제트 주조에서는 약 15 m/s에서 약 25 m/s까지 변할 수있고, 실제 제조 여건 하에서는 약 25 m/s에서 약 60 m/s까지 변할 수 있다. 본 발명에 따른 재료의 고유한 특징은 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30%의 최적 휠 스피드 내에서 다양한 최적 휠 스피드로 재료를 제조할 수 있다는 점이다. 이렇게 융통성 있는 최적 휠 스피드와 넓은 스피드 윈도우의 조합은 본 발명에 따른 높은 급랭성을 가진 자성 재료의 제조를 가능케한다. 나아가, 상기 재료의 특성인 높은 급랭성은 제트 주조에 있어서 다중 노즐의 사용을 가능하게 함으로써 생산성을 높일 수 있다. 대안으로서, 예를 들어, 만약 높은 생산성을 위해 높은 휠 스피드가 바람직하다면, 제트 주조 노즐의 오리피스 크기를 넓힘으로써 휠 표면에 대한 액상의 투하율을 높일 수도 있다
본 발명에 따른 자성 재료의 상온에서의 전형적인 특성은 약 7.5 ± 0.5 kG의 Br 값과 약 7.0 ± 0.5 kOe의 Hci 값을 포함한다. 대안으로서, 상기 자성 재료는 약 8.0 ± 0.5 kG의 Br 값과 약 9.0 ± 0.5 kOe의 Hci 값을 가질 수도 있다. 비록 본 발명에 따른 자성 재료가 종종 단일상 미세구조를 가지지만, 상기 재료는 R2Fe14B/α-Fe 또는 R2Fe14B/Fe3B 타입의 나노복합체를 포함할 수 있으며, 그럼에도 그 특징적인 특성은 그대로 유지된다. 본 발명에 따른 자성 파우더와 본드 자석의 또 다른 특성은 약 10 nm에서 약 40 nm까지 매우 미세한 결정립 크기를 가지는 재료를 포함하고; 파우더로 제조된 본드 자석 예를 들어, PC[투자상수(permeance coefficient) 또는 부하선]가 2인 에폭시 본드 자석의 전형적인 자속 시효 손실은 100℃에서 100시간 동안 시효될 때 5% 미만이다.
따라서, 일 측면에 있어서, 본 발명은 특정 조성을 가지며, 금속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정에 의해, 바람직하게는 300 ℃ 내지 800℃에서 약 0.5분 내지 120분 동안 어닐링 공정에 의해 제조되는 자성 재료를 제공한다. 덧붙여, 본 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가진다.
상기 자성 재료의 특정 조성은 원자비율로 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy로 정의되는데, 여기서 R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연적 조성물로서 본 발명에서는 "MN"으로 표현된다) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이다. 나아가, a, u, v, w, x 및 y의 값은 다음과 같다. 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12.
본 발명의 구체적인 실시예에서, M은 Zr, Nb 또는 그 조합 중에서 선택되고, T는 Al, Mn 또는 그 조합 중에서 선택된다. 더 구체적으로, M은 Zr이고 T는 Al이다.
또한 본 발명은 a, u, v, w, x 및 y 값이 서로 독립적이고 다음의 범위에 속하는 자성 재료를 포괄한다.
0.2≤a≤0.6, 10≤u≤13, 0≤v≤10, 0.1≤w≤0.8, 2≤x≤5 및 4≤y≤10. 또 다른 특정 범위는 0.25≤a≤0.5, 11≤u≤12, 0≤v≤5, 0.2≤w≤0.7, 2.5≤x≤4.5 및 5≤y≤6.5와; 0.3≤a≤0.45, 11.3≤u≤11.7, 0≤v≤2.5, 0.3≤w≤0.6, 3≤x≤4 및 5.7≤y≤6.1. 또 다른 구체적인 실시예에서, a와 x의 값은 0.0.1≤a≤0.1, 0.1≤x≤1 이다.
본 발명의 자성 재료는, 용융 스핀 또는 제트 주조 공정에 의해 파우더/박편으로 급속 응고되는 바람직한 조성의 용융 합금으로부터 제조될 수 있다. 용융 스핀 또는 제트 주조 공정에서, 용융 합금 조성물은 빠르게 스핀되는 휠의 표면으로 유동된다. 휠의 표면과 접촉하자마자, 용융 합금 조성물은 리본을 형성하고 이것은 박편이나 소편(小片) 입자로 굳어진다. 용융 스핀을 통해 얻어진 박편은 비교적 부서지기 쉽고 매우 미세한 결정 미세구조를 가진다. 이러한 박편은 또한 자석을 제조하기에 앞서 분쇄하거나 곱게 빻을 수 있다.
본 발명에 적합한 급속 응고는 실험실 제트 주물기에서, 약 10 m/s 내지 25 m/s, 보다 바람직하게는 15 m/s 내지 22 m/s의 공칭 휠 스피드에서의 용융 스핀 또는 제트 주조 공정을 포함한다. 실제 제조 여건 하에서, 높은 급랭성을 가지는 본 발명의 자성 재료는 약 10 m/s 내지 60 m/s, 보다 바람직하게는 15 m/s 내지 50 m/s와, 35 m/s 내지 45 m/s의 공칭 휠 스피드에서 제조될 수 있다. 통상적으로, 더 낮은 최적 휠 스피드는 공정이 더 잘 제어될 수 있음을 의미하며, 본 발명에 따른 자성 파우더를 제조함에 있어서 Vow의 감소는 같은 품질의 파우더를 생산하는데 더 낮은 휠 스피드를 사용할 수 있음을 말하므로 용융 스핀 또는 제트 주조에 있어서 이점을 가져다 준다.
본 발명은 또한 자성 재료가 넓은 최적 휠 스피드 윈도우에서 제조될 수 있도록 한다. 구체적으로, 급속 응고 공정에 사용된 실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30%이고, 바람직하게 공칭 휠 스피드는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정에 의해 자성 재료를 제조하는 최적 휠 스피드이다.
따라서, 본 발명에 따른 자성 재료의 높은 급랭성을 가지는 특성은 제트 주조 노즐의 오리피스 크기를 넓히거나, 다중 노즐을 사용하거나 및/또는 높은 휠 스피드를 사용하는 등과 같이, 휠 표면에 대한 합금 투하율의 상승을 허용함으로써 높은 생산성을 가능케 한다.
본 발명에 따르면, 용융 스핀 또는 제트 주조 공정에 의해 얻어진 자성 재료, 통상적으로 파우더는 그 자기 특성을 개선하기 위해 열처리된다. 비록 열처리 단계는 바람직하게 300℃ 내지 800℃ 사이의 온도에서 2분 내지 120분동안, 바람직하게는 600℃ 내지 700℃ 사이의 온도에서 2분 내지 10분동안 파우더를 어닐링하는 것을 포함하지만, 기존의 일반적인 열처리 방법이 모두 사용될 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면에 있어서, 상기 자성 재료는 약 7.0 kG 내지 약 8.0 kG의 Br값과 약 6.5 kOe 내지 9.9 kOe의 Hci값을 가진다. 더욱 바람직하게, 상기 자성 재료는 약 7.2 kG 내지 약 7.8 kG의 Br값과 약 6.7 kOe 내지 7.3 kOe의 Hci값을 가진다. 대안으로서, 상기 자성 재료는 약 7.8 kG 내지 약 8.3 kG의 Br값과 약 8.5 kOe 내지 9.5 kOe의 Hci값을 가진다.
본 발명의 또 다른 구체적인 실시예는 X-레이 회절에 의해 분석하듯이 화학량론적으로 Nd2Fe14B-타입 단일상 미세구조를 가지는데, 상기 재료는 1 nm 내지 80 nm, 더욱 구체적으로 10 nm 내지 40nm 범위의 결정립 크기를 가진다.
도 1은 상온 또는 20 ℃에서 4.5 kG의 Br 및 4.5 kOe의 Hci 값을 가지는 전형적인 이방성 소결 페라이트의 제2 사분면 소자 곡선을 본 발명의 등방성 NdFeB계 파우더로 제조된 두 개의 폴리머 본드 자석과 대비하여 나타낸 것이다. 도면에서 사용된 등방성 파우더는 상온에서 7.5 kG의 Br 및 7 kOe의 Hci 과 11 MGOe의 (BH)max를 가진다. 상기 두 개의 본드 자석은 약 65와 75 vol% 체적비의 자성 파우더를 함유하며, 각각 등방성 NdFeB 파우더로 제조된 나일론과 에폭시 본드 자석에 대응한다. 산업 표준에 있어서 65와 75 vol%의 체적비는 전형적으로 각각 나일론 및 에폭시 본드 자석에 대한 것이며, 본드 자석을 만드는 폴리머 수지의 양을 조절함으로써 체적 비율의 작은 변화는 가능하다.
도 1에서 명시적으로 알 수 있듯이, 두 개의 등방성 NdFeB계 본드 자석의 Br 값 및 Hci 값은 이방성 페라이트 자석보다 높다. 더욱 중요하게, 등방성 본드 자석의 B-곡선은 이방성 소결 페라이트보다 높은데, 부하선(점선, 그 값은 B/H 비의 절대값으로 표현된다)은 1보다 크다. 실제 적용에 있어서, 이것은 주어진 자석 회로 설계에서 등방성 NdFeB 본드 자석이 이방성 소결 페라이트 자석에 비해 더 많은 자속(flux)을 전달할 수 있다는 것을 의미한다. 한 마디로, 등방성 NdFeB 본드 자석에 의해 고 에너지 효율 설계가 달성될 수 있다.
도 2는 이방성 소결 페라이트의 제2 사분면 소자 곡선을 도 1에 도시된 것과 동일한 체적비의 나일론 및 에폭시 본드 자석과 대비한 것으로서, 단 100 ℃의 경우이다.
이방성 소결 페라이트가 양(+)의 온도 상수 Hci를 보여주는 반면, 등방성 본드 자석이 음(-)이라는 사실에도 불구하고, 100℃에서 이방성 소결 페라이트에 비해 등방성 NdFeB 본드 자석이 높은 Br 값을 가지는 것이 자명하다. 더욱 중요하게, NdFeB 본드 자석의 B-곡선은 100℃, 1보다 큰 부하선에서 이방성 소결 페라이트보다 높다. 다시 말해, 이것은 정해진 자기 회로에 있어서, 이방성 소결 페라이트에 비해 등방성 NdFeB 본드 자석을 사용하면 100℃에서 더 높은 에너지 효율의 설계가 가능하다는 것을 나타낸다.
도 3은 부하선 1, 즉 B/H=-1을 따라 동작하는 본 발명의 전형적인 본드 자석의 제2 사분면 소자 곡선을 보여준다. 상기 부하선에서 B-곡선의 교차점은 운전점인데, 그 좌표는 두 개의 변수 Hd와 Bd를 사용하여 (Hd, Bd)로 표현될 수 있다. 주어진 적용 여건에서 두 개의 자석을 비교할 때, 그들의 운전점을 비교하는 것이 중요하다. 통상적으로, Hd와 Bd가 큰 것이 바람직하다.
도 4는 앞서 도 1 및 도 2에서 나타낸 자석의 부하선(load line) 1에 따른 운전점(operating point)을 설명한다. 편의상, 절대값 Hd가 이 그래프를 작성하는데 사용되었다. 도면에 나타난 바와 같이, 20℃에서 이방성 소결 페라이트의 운전점은 (-2.25kOe, 2.23kG)이다. 같은 온도에서 65 및 75 vol%의 체적비를 갖는 나일론과 에폭시 본드 자석(epoxy-bonded magnet)의 운전점은 각각 (-2.3kOe, 2.24kG) 및 (-2.7kOe, 2.7kG)이다. 이와 같이, 두 본드 자석 모두 이방성 소결 페라이트와 비교할 때, 보다 높은 Hd와 Bd 크기를 나타낸다. 100℃에서, 등방성 소결 페라이트의 운전점은 (-1.98kOe, 2.23kG)로 쉬프트하고, 나일론 및 에폭시 본드 자석의 운전점은 각각 (-2.0kOe, 2.0kG) 및 (-2.28kOe, 2.2kG) 이다. 역시, 두 등방성 본드 자석 모두 이방성 소결 페라이트와 비교할 때, 보다 높은 Hd와 Bd 크기를 나타낸다.
이와 같이, 도 4는 100℃에서의 소자 자계(demagnetizing field)나 열 안정성을 저해함이 없이, 이러한 성질의 등방성 본드 자석이 이방성 소결 페라이트를 대체할 수 있음을 보여주고 있다. 이러한 경향은 [B/H]=1보다 큰 부하선을 갖는 어떠한 예에도 적용될 수 있다. 이는 7.5±0.5kG의 Br과 7±0.5 kOe의 Hci를 갖는 등방성 NdFeB 분말로부터 준비된 65 내지 75 부피%의 체적비(volume fraction)을 갖는 본드 자석이, 100℃까지 적용시 이방성 소결 페라이트를 효과적으로 대체할 수 있음을 보여준다.
도 5는 (i) 용융 스핀 또는 제트 주조에 의해 준비된 통상적인 R2F14B 타입의 물질에 대한 표준화된 자성 성질, 즉 Br, Hci 및 (BH)max와, (ii) 이들을 얻기 위해 사용된 휠 스피드 사이의 관계를 설명한다. 이러한 그래프는 자성 재료에 대한 급랭성 곡선(quenchability curve)에 따라 나타냈다. 도시된 바와 같이, 낮은 휠 스피드에서, 전구체(precursor) 물질은 언더 급랭(under-quenched)되어 결정화되거나 또는 거친 결정립으로 부분 결정화된다. 결정립이 이미 스핀된(as-spun) 상태 또는 급랭된(as-quenched) 상태에서 결정화되었기 때문에, 열적 어닐링 에도 불구하고 자성 성질을 개선시키지는 않는다. Br, Hci 또는 (BH)max 값은 급랭 상태에서보다 작거나 같다. 최적의 급랭 영역에서, 전구체는 미세한 나노결정상태이다. 후속적인 적절한 열적 어닐릴은 작고 균일한 사이즈의 결정립이 되도록 하며, Br, Hci 또는 (BH)max 값을 증가시킨다. 높은 휠 스피드에서, 전구체는 오버-급랭(over-quenched)되고, 이에 따라 거의 자연적으로 나노결정화 또는 부분 무정형이 된다. 전구체 물질은 과도하게 오버-급랭(over-quenched)되었기 때문에, 결정화가 되는 동안 결정립을 과도하게 성장시킬 수 있는 큰 구동력이 가해진다. 최적의 열적 어닐링조차도, 통상 개선된 자성 성질은 최적의 급랭(quenched) 및 적절히 어닐링된 샘플의 그것보다 낮다. 도 5의 경사진 직선은 전구체 물질이 더욱 오버 급랭된 경우 그 성질이 더욱 저하됨을 나타낸다. 본 발명자가 발견한 바에 따르면, 낮은 Vow와 Vow 주위의 넓은 윈도우[Vow 주위에 더 넓고 매끈한 곡선(broad and flatter curve)]는 실제 공정에서 Vow 주위의 Br, Hci 및 (BH)max 가 적게 변화하도록 하므로, 용융 스핀 또는 제트 주조 공정에서 가장 바람직한 케이스를 나타낸다.
도 6은 용융 스핀 또는 제트 주조에 의해 준비된 R2F14B 타입 물질의 급랭성 곡선(quenchability curve)에 대한 내화(refractory) 금속 첨가물(addition)의 영향을 설명하는 개략적인 다이아그램이다. 전통적인 R2F14B 타입 물질은 높은 Vow(도 6의 Vow를 가리킴)를 갖는 넓은 급랭성 곡선(quenchability curve)를 나타낸다. 내화 금속 첨가물은 Vow를 낮은 휠 스피드(Vow2를 가리킴)로 쉬프트한다. 그러나, 급랭성 곡선(quenchability curve)은 매우 좁아지게 되고, 이는 공정 윈도우가 축소되고 최적의 급랭 전구체(quenched precursor)를 생산하기가 어려우며 파우더 생산에 바람직하지 않음을 의미한다. 가장 바람직한 케이스는 넓은 급랭성 곡선(Vow 주위에 넓고 매끈한 곡선)를 갖는 낮은 Vow(도 6의 Vow3를 가리킴)이다.
도 5와 6에서 설명한 바와 같이, 우수한 균일성을 갖는 나노 스케일의 결정립을 얻기 위해서는 Vow(최적의 급랭 상태)에 가까운 휠 스피드로 용융 스핀된 전구체를 생산하고, 등방성 어닐링하는 것이 바람직하다. 오버-급랭(over-quenched) 전구체들은 보통 우수한 Br 및 Hci 값으로 어닐링될 수 없다. 이는 결정화 과정동안 결정립의 성장이 과도하게 일어나기 때문이다. 언더-급랭(under-quenched) 전구체들은 큰 사이즈의 결정립들을 포함하고, 어닐링 후에도 양호한 자성 성질을 나타내지 못한다. 본 발명에서 밝혀낸 바와 같이 용융 스핀과 파우더 생산에서, 최적의 자기 Br 및 Hci를 갖는 파우더를 생산하기 위해서는 넓은 휠 스피드 윈도우가 바람직하다.
도 7은 본 발명에서 제공한 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 조성을 갖는 파우더를 생산하는데 사용된 용융 스핀 휠 스피드에 따른 Br, Hci 및 (BH)max의 변화 예를 설명한다. 휠 스피드에 따라 Br, Hci 및 (BH)max 가 단계적으로 변화하며, 이는 일관된 방법으로 용융 스핀 또는 제트 주조로 쉽게 본 발명의 조성을 생산할 수 있음을 나타낸다.
도 8은 본 발명에서 제공한 (MM0.62La0.38)11.5Fe76.1Co2.5Zr0.5Al3.5B5.9의 공칭 조성을 갖는 파우더를 생산하는데 사용된 용융 스핀 휠 스피드에 따른 Br, Hci 및 (BH)max의 변화 예를 설명한다. 역시 휠 스피드에 따라 Br, Hci 및 (BH)max 가 단계적으로 변화하며, 이는 일관된 방법으로 용융 스핀 또는 제트 주조로 쉽게 본 발명의 조성을 생산할 수 있음을 나타낸다.
도 9는 본 발명에서 제공한 바와 같이, 17.8m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀된 다음, 640℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명의 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 조성을 갖는 파우더의 소자 곡선(demagnetization curve)이다. 곡선는 매우 부드럽고 평방형이다. 얻어진 파우더 자기 성질은 Br=7.55kG, Hci=7.1kOe 및 (BH)max=11.2MGOe이다.
도 10은 본 발명에서 제공한 바와 같이, 17.8m/s의 휠 스피드에서 용융 스핀된 다음, 640℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명의 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 조성을 갖는 파우더의 엑스레이 회절(XRD) 패턴이다. 모든 주된 피크가 a=0.8811nm 및 c=1.227nm의 격자상수(lattice parameter)를 갖는 4각형 구조에 속하는 것으로 밝혀졌는데, 이는 신규한 합금이 2:14:1 타입의 단일상 물질임을 확인시킨다.
도 11은 본 발명에서 제공한 바와 같이, 17.8m/s의 휠 스피드에서 용융-스핀된 다음 640℃에서 2분동안 어닐링된 본 발명의 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 조성을 갖는 파우더의 주사 전자 현미경(TEM) 사진이다. 결정립의 평균 사이즈는 20 내지 25nm이다. 미세하고 균일한 결정립 사이즈 분포는 소자 곡선의 양호한 평방성을 나타내게 된다. 소정의 결정립들과 결정립 경계를 커버하는 영역에 대한 EDAX(Energy DispersiveAnalytical X-ray) 스펙트럼을 도 12에 나타냈다. Nd, Pr, La, Al, Zr 및 B의 특성 피크가 확연히 검출될 수 있다.
다른 측면에서, 본 발명은 자성 재료과 본딩제(bonding agent)를 포함하는 본드 자석을 제공한다. 자성 재료는 급속 응고 공정(rapid solidification process)으로 준비되며, 이 후 약 300 ~ 약 800℃의 온도 영역에서 약 0.5 ~ 약 120분 동안 열적으로 어닐링한다. 더욱이, 자성 재료는 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy의 원자 조성을 갖는다. 여기서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium, Nd0.75Pr0.25 조성으로 된 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 이들의 조합이고, R'은 La, Ce, Y, 또는 이들의 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중하나 이상이다. 또한, a u, v, w, x 및 y 값은 다음과 같다. 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이다. 또한, 자성 재료는 약 6.5 내지 약 8.5kG의 잔류자속(remanence Br) 값과, 약 6.0 내지 약 9.9kOe의 고유 보자력(intrinsic coercivity) 값을 나타낸다.
특정한 일 실시예에서, 본딩제는 에폭시, 폴리아미드(나일론), 폴리페닐렌 설파이드(PPS) 및 액정 고분자(LCP) 중 하나 이상이다. 다른 특정 실시예에서, 본딩제는 고분자량의 다관능성 지방산 에스테르, 스테아릭 에시드, 하이드록시 스테아릭 에시드, 고분자량의 컴플 에스테르, 긴 체인의 펜타에리쓰리톨, 팔미틱 에시드, 윤활제 농축 폴리에틸렌(polyethylene based lubricant concentrate), 몬타닉 에시드의 에스테르, 몬타닉 에시드의 부분 비누화 에스테르, 폴리올레핀 왁스, 패티 비스아미드, 지방산 2차 아미드, 높은 트랜스 함량을 갖는 폴리옥타노머, 말레 무수물(maleic anhydride), 글리시딜-관능의 아크릴 하드너, 징크 스테아레이트, 및 고분자 가소제로 이루어진 군으로부터 선택된 하나 이상의 첨가제를 더 포함한다.
본 발명의 본드 자석은 압축 몰딩, 압출, 사출, 캘린더링, 스크린 프린팅, 스핀 주조, 슬러리 코팅 등과 같은 다양한 프레싱/몰딩 공정을 통해 자성 재료로부터 생산될 수 있는데, 이에 한정되지 않는다. 특정 실시예에서, 본 발명의 본드 자석은 자성 파우더를 열처리하고, 본딩제와 혼합한 다음, 압축 몰딩(compression molding)하여 제조된다.
본 발명의 다른 특정한 실시예는 약 1 내지 약 5 중량%의 에폭시와 약 0.01 내지 약 0.05중량%의 징크 스테아레이트를 함유하는 본드 자석; 약 0.2 내지 10의 투자상수(permeance coefficient) 또는 부하선을 갖는 본드 자석; 100시간 동안 100℃에서 시효시킬 때 약 6.0%보다 작은 자속 시효 손실(flux-aging loss)을 나타내는 본드 자석; 압축 몰딩, 사출 몰딩, 캘린더링, 압출, 스크린 프린팅 또는 이들의 조합에 의해 제조된 본드 자석; 및 40 내지 200℃의 온도영역에서 압축 몰딩하여 제조한 본드 자석을 포함한다.
세번째 측면에서, 본 발명은 자성 재료의 제조방법을 포함한다. 상기 방법은 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy의 원자 조성을 갖는 조성물을 포함하는 용융체를 형성하는 단계; 상기 용융체를 급속 응고(solidify)하여 자성 파우더를 얻는 단계; 및 약 0.5 내지 120분 동안 350 내지 800℃에서 상기 자기 파우더를 열적으로 어닐링하는 단계를 포함한다. 상기 조성물에 있어서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium, Nd0.75Pr0.25 조성으로 된 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 이들의 조합이고; R'은 La, Ce, Y, 또는 이들의 조합이고; M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고; T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중 하나 이상이다. 또한, a u, v, w, x 및 y 값은 다음과 같다. 0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이다. 또한, 자성 재료은 약 6.5 내지 약 8.5kG의 잔류 자속(remanence Br) 값과, 약 6.0 내지 약 9.9kOe의 고유 보자력(intrinsic coercivity) 값을 나타낸다.
특정 실시예에서, 급속 응고 공정은 약 10 내지 약 60 m/s의 공칭 휠 스피드에서의 용융-스핀 또는 제트-주조 공정을 포함한다. 더욱 상세하게는, 공칭 휠 스피드는 실험실용 제트-주조기(jet caster)를 사용할 때 약 20 m/s보다 작고, 실제 생산 조건하에서는 약 35 내지 45 m/s이다. 바람직하게는, 용융-스핀 또는 제트-주조 공정에서 사용되는 실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25% 또는 30% 내이고, 상기 공칭 휠 스피드는 급속한 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정에 의해 자성 재료를 생산하는 최적 휠 스피드이다.
자성 재료의 조성, 급속한 응고 공정, 열적 어닐링 처리 공정, 압축 공정, 자성 재료과 본드 자석의 자기 성질 등에 대한 다양한 실시예가 더 있을 수 있으며, 이는 본 발명의 제조방법에 포함된다.
실험예 1
R2Fe14B, R2(Fe0.95Co0.05)14B 및 (MM1-aLaa)11.5Fe82.6-w-xCovZrwAlxB6.0, 여기서 R은 Nd, Pr 또는 Nd0.75Pr0.25(MM으로 표시됨)인 원자 퍼센트의 조성을 갖는 합금 잉곳이 아크 용융에 의해 제조되었다. 양호한 열전도성의 금속제 휠을 구비한 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝(melt spinning)을 위해 사용되었다. 상기와 같은 샘플을 준비하기 위해 10 내지 30m/s의 휠 스피드가 사용되었다. 용융 스핀된 리본(Melt-spun ribbons)은 Br 및 Hci의 목표값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 본드 자석의 Br 및 Hci값은 일반적으로 바인더와 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절할 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 1은 상기 조성 명칭, 용융 스피닝을 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
조성성분(표현식) Vowm/s BrkG HcikOe (BH)maxMGOe 비고
Nd2Fe14B1 24.5 8.81 9.2 15.7 대조표준
Pr2Fe14B1 24.5 8.46 10.9 15.0 대조표준
(Nd0.75Pr0.25)2Fe14B 24.5 8.60 9.2 14.6 대조표준
Nd2(Fe0.95Co0.05)14B 24.5 8.87 8.7 15.7 대조표준
Pr2(Fe0.95Co0.05)14B 24.5 8.59 9.6 14.9 대조표준
(Nd0.75Pr0.25)2(Fe0.95Co0.05)14B 24.7 8.66 9.1 13.7 대조표준
(MM0.50La0.50)12.5Fe78.9Si2.4Zr0.3B5.9 19.5 7.51 7.1 10.7 본 발명
(MM0.65La0.35)11.5Fe75.8Co2.5Zr0.5Al3.8B5.9 18.0 7.57 7.1 11.4 본 발명
(MM0.63La0.37)11.5Fe75.8Co2.5Zr0.5Al3.8B5.9 18.0 7.41 7.2 10.5 본 발명
(MM0.57La0.43)11.5Fe76.6Co2.5Zr0.5Al3.0B5.9 17.7 7.53 6.6 10.4 본 발명
(MM0.61La0.39)11.5Fe76.5Co2.5Zr0.5Al3.1B5.9 17.5 7.61 6.8 11.2 본 발명
(MM0.62La0.38)11.5Fe76.4Co2.5Zr0.5Al3.2B5.9 17.7 7.61 7.0 11.4 본 발명
(MM0.62La0.38)11.5Fe76.1Co2.5Zr0.5Al3.5B5.9 17.8 7.54 7.1 11.2 본 발명
(MM0.63La0.37)11.5Fe79.1Zr0.5Al3.0B5.9 17.5 7.63 7.1 11.5 본 발명
(MM0.64La0.36)11.5Fe78.6Zr0.5Al3.5B5.9 17.5 7.47 7.1 10.9 본 발명
(MM0.63La0.37)11.5Fe78.8Zr0.5Al3.3B5.9 17.7 7.50 7.1 11.1 본 발명
(MM0.62La0.38)11.5Fe78.95Zr0.5Al3.2B5.9 17.5 7.54 7.1 11.2 본 발명
위에서 확인할 수 있는 바와 같이, R2Fe14B 또는 R2(Fe0.95Co0.05)i4B, 여기서 R은 Nd, PR 또는 MM인 화학식대로의 조성을 갖는 상기 대조표준 물질들은, Br 및 Hci값은 각각 8kG 및 7.5kOe보다 큰 값을 나타내었다. 이러한 높은 값으로 인하여, 상기 대조 표준들은 이방성 소결 페라이트를 직접적으로 대체하는 본드 자석을 제조함에 적합하지 않다. 이와 더불어, 용융 스피닝 또는 제트 주조를 위해 요구되는 최적의 휠 스피드 Vow는 대략 24.5 m/s인 바, 이것은 그들이 고도의 급랭성을 가지지 않음을 의미한다. 이와 반대로, 본 발명에 따른 물질인, La, Zr, Al 또는 Co 조합이 적절히 첨가된 본 발명의 물질들은 7.5±0.5 kG 및 7±0.5 kOe의 Br값 및 Hci값을 나타낸다. 또한, Vow(24.5에서 17.5 m/s로)에서의 중대한 감소는 상기 개질된 합금 조성에 의해 얻을 수 있다. 본 실험예에서 논의된 바와 같이, 이러한 Vow에서의 감소는 용융 스핀 또는 제트 주조를 위한 공정 제어가 단순화되었음을 나타낸다.
실험예 2
NdxFe100-x-yBy, 여기서 x는 10 내지 10.5이고, y는 9 내지 11.5이고, (MM1-aLaa)11.5Fe82.6-w-xZrwAlxB5.9, 여기서 a는 0.35 내지 0.38이고, w는 0.3 내지 0.5이고, x는 3.0 내지 3.5 at%의 조성을 갖는 합금 잉곳이 아크 용융(arc melting)에 의해 제조되었다. 열전도율이 좋은 금속제 휠로 이루어진 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝을 위해 사용되었다. 상기 샘플을 준비하기 위해서 10 내지 30 m/s의 속도를 갖는 휠이 사용되었다. 용융 스핀된 리본은 바람직한 Br 및 Hci값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 본드 자석의 Br 및 Hci값은 일반적으로 바인더 및 이에 더해져 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절될 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 2는 상기 조성의 명칭, 용융 스피닝을 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Md(-3kOe), Md/Br율, Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
조성성분 BrkG Md(-3kOe)kG Md/Br HckOe HciKoe (BH)maxMGOe 비고
Nd10.5Fe80.5B9 8.22 7.03 0.86 5.5 8.6 12.1 대조표준
Nd10Fe81B9 8.58 7.44 0.87 5.4 7.1 13.3 대조표준
Nd10Fe80B10 8.05 6.49 0.81 4.8 7.2 10.7 대조표준
Nd10Fe79B11 7.64 6.08 0.80 4.7 7.1 9.6 대조표준
Nd10Fe78.5B11 7.54 6.02 0.80 4.7 6.9 9.4 대조표준
Nd10Fe78.5B11.5 7.45 5.70 0.77 4.5 6.7 8.8 대조표준
Nd10Fe78.5B11.5 7.58 5.99 0.79 4.7 6.8 9.4 대조표준
Nd10.1Fe78.5B11.4 7.51 5.90 0.79 4.6 6.9 9.2 대조표준
Nd10.2Fe78.5B11.3 7.63 6.22 0.82 4.8 7.0 9.9 대조표준
(MM0.65La0.35)11.5Fe78.8Al3.5Zr0.3B5.9 7.39 6.53 0.88 5.3 6.9 10.6 본 발명
(MM0.63La0.37)11.5Fe79.1Al3.0Zr0.3B5.9 7.63 6.84 0.90 5.7 7.1 11.5 본 발명
(MM0.64La0.36)11.5Fe78.6Al3.5Zr0.3B5.9 7.47 6.63 0.89 5.5 7.1 10.9 본 발명
(MM0.63La0.37)11.5Fe78.8Al3.5Zr0.3B5.9 7.50 6.71 0.89 5.6 7.1 11.1 본 발명
(MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Al3.2Zr0.3B5.9 7.54 6.74 0.89 5.6 7.1 11.2 본 발명
NdxFe100-x-yBy, 여기서 x는 10 내지 10.5이고, y는 9 내지 11.5인(상기 대조 표준) 조성로 인해 7.5±0.5kG 및 7.0±0.5kOe의 Br 및 Hci 값이 얻어진다 하더라도, 소자 곡선(demagnetization curve) 스퀘어니스(squareness)에 있어서 엄청난 차이를 알 수 있다. 이 실험예에서, Md(-3kOe)는 -3kOe로 제공된 자기장 내에서 파우더에 대해 측정된 자화를 나타낸다. 상기 Md(-3kOe) 값이 커질수록 자화 곡선의 스퀘어니스가 더 높아진다. 또한, 상기 Md(-3kOe)/Br 비(ratio)는 소자 곡선 스퀘어니스의 표시도구로 사용될 수 있다. 스퀘어니스의 개선(0.77 내지 0.82의 대조 표준 및 0.88 내지 0.90의 본 발명)으로 인하여, 본 발명에 따른 파우더의 (BH)max 값는 결과적으로 대조 표준들의 그것에 비해 더 높다(본 발명에 따른 실시예에서는 10.6 내지 11.2 NGOe인 것에 비해 대조 표준들은 8.8 내지 9.6 MGOe임).
실험예 3
(MM1-aLaa)11.5Fe82.6-w-xZrwAlxB5.9의 at%의 조성을 갖는 합금 잉곳은 아크 용융에 의해 제조되었다. 열전도율이 좋은 금속제 휠을 구비한 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝을 위해 이용되었다. 상기 샘플을 제조하기 위해 휠 속도는 10 내지 30 m/s가 소요되었다. 용융 스핀된 리본은 Br 및 Hci의 목표값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 통상 본드 자석의 Br 및 Hci값은 바인더 및 이에 더해져 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절될 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 3은 상기 조성 성분 La, Zr 및 Al의 함량, 용융 스피닝을 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Hc, Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
Laa Zrw Alx Vowm/s BrkG HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비고
0.35 0.0 0.0 24.0 8.30 5.1 6.7 11.4 대조표준
0.30 0.0 1.9 21.0 7.83 5.0 6.8 11.3 대조표준
0.26 0.0 3.3 20.1 7.60 5.2 7.0 11.0 대조표준
0.45 0.4 0.0 20.3 7.96 5.6 7.3 11.7 대조표준
0.35 0.3 3.5 20.2 7.39 5.3 6.9 10.6 본 발명
0.36 0.5 3.5 17.5 7.47 5.5 7.1 10.9 본 발명
0.37 0.5 3.3 17.7 7.50 5.6 7.1 11.1 본 발명
0.38 0.5 3.2 17.5 7.54 5.6 7.1 11.2 본 발명
상기 표 3은 La, Zr 및 Al의 함량과 (MM1-aLaa)11.5Fe82.6-w-xZrwAlxB5.9을 생성시키기 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 그에 상응하는 Br, Hc, Hci 및 (BH)max 값을 나타내고 있다. 상기 모든 자료들이 대략 7.5±0.2kG의 Br값과 대략 7±0.1kOe의 Hci값을 나타내고 있지만, Zr 및 Al의 함량 증가에 따라 Vow값이 감소하는 것을 명확하게 확인할 수 있다. 이와 같은 Vow의 감소는 동일한 품질의 파우더를 생산하기 위해 사용될 수 있는 보다 낮은 휠 속도로서 용융 스핀 또는 제트 주조를 진행할 수 있는 이점을 나타내고 있다. 통상 보다 낮은 휠 속도는 공정을 조절하기 더 쉬워짐을 의미한다. 또한, 다른 여러 방법에 통해서, 대략 7.5kG 및 7.0kOe의 Br 및 Hci값이 얻어질 수 있다. 예컨대, Zr=0.5at%에서, La의 함량(a)가 0.36에서 0.38까지 증가될 때, 거의 동일한 Br 및 Hci값들은 Al 함량(x)을 3.5에서 3.2 at%까지 감소시킴으로써 얻어질 수 있다. La 및 Al의 함량과 그들의 조성의 변화를 통해 합금 설계자는 목적하는 조성 내에서의 Vow, Br 및 Hci값을 제어하기 위해 상대적으로 독립적인 두 개의 변수를 실제로 이용할 수 있다.
실험예 4
(MM1-aLaa)11.5Fe82.6-w-xZrwSixB5.9의 at%의 조성을 갖는 합금 잉곳은 아크 용융에 의해 제조되었다. 열전도율이 좋은 금속제 휠을 구비한 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝을 위해 이용되었다. 상기 샘플을 제조하기 위해 휠 속도는 10 내지 30 m/s가 소요되었다. 용융 스핀된 리본은 Br 및 Hci의 목표값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 본드 자석의 Br 및 Hci값은 일반적으로 바인더 및 이에 더해져 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절될 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 4는 상기 조성 성분 La, Zr 및 Si의 함량, 용융 스피닝을 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Hc, Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
Laa Zrw Six Vow BrkG HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비고
0.40 0.0 0.0 24.5 7.96 5.2 7.5 10.5 대조표준
0.30 0.0 1.9 19.0 8.07 5.6 7.3 12.2 대조표준
0.45 0.4 0.0 20.3 7.96 5.6 7.3 11.7 대조표준
0.41 0.4 2.3 18.5 7.56 5.6 7.0 11.3 본 발명
0.54 0.4 2.4 18.3 7.45 5.3 6.5 10.7 본 발명
위에서 살펴본 바에 따르면, Vow는 Zr 및 Si 함량의 증가에 따라 감소한다. 예컨대, 24.5m/s의 Vow는 어떠한 Zr 또는 Si의 첨가도 없는 조성에 대해 최적의 캔칭 준비를 위해 요구된다. 상기 Vow는 0.4at%의 Zr 첨가에 따라 24.5에서 20.3m/s로 감소되며, 1.9 at%의 Si 첨가에 따라 24.5에서 19.0 m/s로 감소된다. 게다가 0.4 at%의 Zr과 2.3 at%의 Si 첨가의 조합은 상기 Vow를 18.5 m/s로 낮출 수 있다. 위에 나타난 바에 따르면, 상기 조성 범위 내에서, 7.5±0.5 kG의 Br 값과 7±0.5 kOe의 Hci값을 가진 등방성 파우더는 20m/s 보다 작은 Vow에서 용이하게 얻을 수 있다.
실험예 5
(R1-aLaa)11.5Fe82.5-xMnxB6.0, 여기서 R은 Nd 또는 MM(Nd0.75Pr0.25)인 at%의 조성을 갖는 합금 잉곳은 아크 용융에 의해 제조되었다. 열전도율이 좋은 금속제 휠을 구비한 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝을 위해 이용되었다. 상기 샘플을 제조하기 위해 휠 속도는 10 내지 30 m/s가 소요되었다. 용융 스핀된 리본은 Br 및 Hci의 목표값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 통상 본드 자석의 Br 및 Hci값은 바인더 및 이에 더해져 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절될 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 5는 상기 조성 성분 La 및 Mn의 함량 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Md(-3kOe), Hc, Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
Laa Mnx BrkG Md(-3kOe) kG HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비 고
0.3* 0.0 8.38 7.13 5.3 7.0 12.4 대조표준
0.3* 1.0 7.92 6.75 5.2 6.9 11.4 대조표준
0.3* 2.0 7.48 6.42 5.0 6.8 10.4 본 발명
0.3* 3.0 7.10 6.16 4.9 6.8 9.6 본 발명
0.3* 4.0 6.71 5.89 4.8 6.8 8.9 대조표준
0.3* 2.0 7.48 6.42 5.0 6.8 10.4 본 발명
0.28* 2.0 7.55 6.61 5.3 7.0 10.9 본 발명
0.3** 1.7 7.75 6.74 5.4 7.0 11.3 본 발명
0.3** 1.9 7.54 6.53 5.0 6.6 10.7 본 발명
주의: * R=MM=(Nd0.75Pr0.25); ** R=Nd
위에서 살펴본 바와 같이, Mn의 첨가가 전혀 없는 경우에, 8.38kG의 Br값이 (R0.7La0.3)11.5Fe82.5B6.0에 대해 얻어졌다. 상기 값은 이방성 소결 페라이트를 직접 대체하기에는 너무 높은 수치이다. 이와 유사하게, Mn이 4 at%로 증가하면, 6.71kG의 Br값이 얻어졌다. 상기 값은 이방성 소결 페라이트를 직접 대체하기에는 너무 낮은 수치이다. 상기 Mn 함량은 소결 페라이트를 직접 대체하는데 바람직한 Br값을 얻기 위해 일정한 범위 내에 있을 필요가 있다. 더구나 2 at%(x=2)의 일정한 Mn 함량을 가진 2개의 조성을 비교할 때, La 함량(a)를 각각 0.30 및 0.28로부터 조절함으로써 7.8 및 7.0 kOe의 Hci값이 얻어질 수 있다. 또한, La 함량의 이러한 경미한 감소는 Br값을 7.48에서 7.55 kG로 증가시킨다. 이는 두 개의 독립 변수, 즉 La 및 Mn이 파우더의 Br 및 Hci값을 동시적으로 조절하는데 사용될 수 있음을 나타내고 있다. 이 경우, Mn는 Br값을 조절하기 위한 독립 변수이고, La는 Hci값을 조절하기 위해 이용될 수 있다. La의 Br에 대한 영향은 2차적인 효과이며, Mn으로부터 발생되는 우월적인 효과에 비교했을 때 무시할 수 있는 정도이다.
실험예 6
(MM0.65La0.35)11.5Fe82.5-w-xNbwMnxB6.0의 at%의 조성을 갖는 합금 잉곳은 아크 용융에 의해 제조되었다. 열전도율이 좋은 금속제 휠을 구비한 실험실용 제트 주조기는 용융 스피닝을 위해 이용되었다. 상기 샘플을 제조하기 위해 휠 속도는 10 내지 30 m/s가 소요되었다. 용융 스핀된 리본은 Br 및 Hci의 목표값을 발현시키기 위해 40 메쉬보다 작게 분쇄되고, 약 4분 동안 600 내지 700℃의 온도 범위에서 어닐링시켰다. 통상 본드 자석의 Br 및 Hci값은 바인더 및 이에 더해져 사용된 첨가제의 종류와 사용량에 의존하므로, 그들의 성질은 특정한 범위 내에서 조절될 수 있다. 따라서, 파우더의 성질을 이용하면 효율을 비교함에 더욱 편리해진다. 하기 표 6은 상기 조성 성분 Nb 및 Si의 함량, 용융 스피닝을 위해 사용된 최적의 휠 속도(Vow) 및 제조된 파우더에 상응하는 Br, Md(-3kOe), Hci 및 (BH)max값을 나타내고 있다.
Nbw Six Vowm/s BrkG Md(-3kOe)kG HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비고
0.0 0.0 24.0 8.30 6.76 5.1 6.7 11.4 대조표준
0.2 0.0 20.0 8.15 6.80 4.9 6.8 11.5 대조표준
0.3 0.0 19.0 8.24 6.91 5.4 7.1 11.8 대조표준
0.3 3.6 18.0 7.53 6.77 5.4 7.3 11.3 본 발명
0.2 3.8 19.0 7.46 6.67 5.2 7.0 11.0 본 발명
0.2 3.7 18.0 7.62 6.76 5.3 7.3 11.3 본 발명
볼 수 있는 바와 같이, 0.2at%의 NB 첨가는 Vow를 24m/s로부터 20m/s까지 감소시킨다. Nb 함량을 0.2에서 0.3at%로 추가적으로 증가시키면 Vow를 19m/s로 할 수 있다. 이것은 Vow를 감소시키는데 Nb가 매우 효과적임을 나타낸다. 그러나, Nb 함량이 0.2 및 0.3at%일 때, 그 어떤 Si의 첨가도 없이, 8.15 및 8.24 kG의 Br 값들이 얻어졌다. 이러한 분말들로부터 제조된 등방성 본드 자석들의 Br 값은 이방성 소결 페라이트의 직접 대체를 위해서는 너무 높을 것이다. Nb 첨가 그 자체는 Br값 및 Hci값 모두를 각각 7.5±0.5kG과 7.0±0.5kOe의 만족스러운 범위로 하는데 불충분하다. 이 경우에 있어서, Br값 및 Hci값 모두를 만족스러운 범위 내로 유지하기 위해서는 약 3.6 내지 3.9at%의 Si가 필요하다. 또한, 이러한 레벨들에서 Si 첨가는 Vow를 19-20m/s로부터 18-19 m/s까지 낮추고, 급랭성(quenchability)에 있어서 적당하지만 2차적 개량이 발생된다.
실험예 7
(MM0.65La0.35)11.5Fe82.5-w-xMwSixB6.0의 원자 퍼센트 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 실험실용 제트 주조기가 용융-스피닝(spinning)을 위해 사용되었다. 10 내지 30m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 용융-방사된 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 약 4분 동안 어닐링되었다. 본드 자석들의 Br 및 Hci값은 사용된 바인더 및 첨가제들의 유형 및 양에 일반적으로 의존하기 때문에, 그들의 성분들은 어느 정도의 범위 내에서 측정될 수 있다. 따라서, 만약에 분말 성분들을 사용하면 성능을 비교하는데 더 편리하다. 표 7은 공칭 조성, 용융 스피닝에 사용된 최적 휠 스피드(Vow), 및 준비된 분말들의 상응하는 Br, Md(-3kOe), Md/Br 비, 및 (BH)max 값의 목록이다.
Mw Six BrkG Md(-3kOe)kG Md/Br HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비 고
M = Nb
0.2 0 8.15 6.80 0.83 4.9 6.8 11.5 대조표준
0.3 0 8.24 6.91 0.84 5.4 7.1 11.8 대조표준
0.3 3.6 7.53 6.77 0.90 5.4 7.3 11.3 본 발명
0.2 3.8 7.46 6.67 0.89 5.2 7.0 11.0 본 발명
0.2 3.7 7.62 6.76 0.89 5.3 7.3 11.3 본 발명
M= Zr
0.5 0 8.35 7.37 0.88 5.8 7.3 13.1 대조표준
0.4 0 8.35 7.33 0.88 5.7 7.2 13.0 대조표준
0.5 3.6 7.63 6.81 0.89 5.6 7.3 11.4 본 발명
0.4 4.1 7.61 6.88 0.90 5.6 7.1 11.6 본 발명
0.4 4.5 7.50 6.76 0.90 5.6 7.0 11.3 본 발명
M = Cr
1.3 0 7.91 6.59 0.83 5.2 7.1 10.9 본 발명
1.3 2 7.23 6.15 0.85 4.9 6.9 9.6 본 발명
1.4 1.1 7.57 6.50 0.86 5.2 7.2 10.6 본 발명
1.3 1.2 7.55 6.48 0.86 5.0 7.0 10.6 본 발명
본 실험예에 있어서, Nb, Zr, 또는 Cr 모두는 Si와 협력하여 Br 및 Hci을 바람직한 범위로 유지하기 위해 사용될 수 있음이 입증되었다. 원자의 반경의 차이들 때문에, Nb, Zr, 또는 Cr의 요망되는 양은 각각 Nb, Zr, 및 Cr에 대하여 0.2-0.3으로부터 0.4-0.5 및 1.3-1.4 at%까지 변화된다. 또한 Si의 최적의 양은 그에 맞게 조정될 필요가 있다. 즉, M 및 T의 각 쌍을 위하여, Br 및 Hci을 위한 목표들을 만족시키는 한 조의 w 및 x 결합이 있다. 또한, 이것은 Br 및 Hci값들은 일정한 자유도에 따라서 독립적으로 조정될 수 있다는 점을 또한 암시한다. 이러한 결과들에 근거하여, Md/Br 비는 Zr, Nb, 및 Cr 순서대로 감소한다. 이것은 최고의 소자(demagnetization) 곡선 스퀘어니스(squareness)을 기대하면 Zr이 가장 바람직한 내화(refractory) 요소임을 암시한다.
실험예 8
(MM1-aLaa)11.5Fe82.5-v-w-xCovZrwAlxB6.0의 원자 퍼센트 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 실험실용 제트 주조기가 용융-스피닝을 위해 사용되었다. 30 내지 40m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 용융-방사된 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 약 4분 동안 어닐링되었다. 본드 자석들의 Br 및 Hci값은 사용된 바인더 및 첨가제들의 유형 및 양에 일반적으로 의존하기 때문에, 그들의 성분들은 어느 정도의 범위 내에서 측정될 수 있다. 따라서, 만약에 분말 성분들을 사용하면 성능을 비교하는데 더 편리하다. 표 8은 La, Co, Zr, 및 Al 함량, 용융 스피닝에 사용된 최적 휠 스피드(Vow), 및 준비된 분말들의 상응하는 Br, Hci, 및 (BH)max 값의 목록이다.
Laa Cov Zrw Alx Vow BrkG HcikOe (BH)maxMGOe Tc 비고
0.00 0.0 0.0 0.0 24.5 8.60 9.2 14.6 307 대조표준
0.26 2.0 0.3 3.5 20.0 7.67 7.8 11.9 303 본 발명
0.35 2.5 0.5 3.8 18.0 7.57 7.1 11.4 302 본 발명
0.37 2.5 0.5 3.8 18.0 7.41 7.2 10.5 302 본 발명
0.43 2.5 0.5 3.0 17.7 7.53 6.6 10.4 301 본 발명
0.39 2.5 0.5 3.1 17.5 7.61 6.8 11.2 302 본 발명
0.38 2.5 0.5 3.2 17.7 7.61 7.0 11.4 302 본 발명
0.38 2.5 0.5 3.5 17.8 7.54 7.1 11.2 303 본 발명
본 실험예에 있어서, La, Co, Zr, 및 Al은 각각 7.5±0.5kG 및 7.0±0.5kOe 범위의 Br 및 Hci과 함께 용융 스핀된 파우더를 얻기 위한 다양한 방법들과 결합될 수 있음이 입증되었다. 보다 구체적으로, La, Al, Zr, 및 Co는 그러한 합금 파우더의 Hci, Br, Vow, 및 Tc를 조절하도록 혼합된다. 그들 모두는 바람직한 Br, Hci, Vow, 및 Tc를 얻기 위해 다양한 조합으로 조정될 수 있다.
실험예 9
(MM1-aLaa)11.5Fe82.5-w-xNbwAlxB5.9의 원자 퍼센트 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 실험실용 제트 주조기가 용융-스피닝(spinning)을 위해 사용되었다. 10 내지 30m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 용융-방사(spun)된 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 약 4분 동안 어닐링되었다. 본드 자석들의 Br 및 Hci값은 사용된 바인더 및 첨가제들의 유형 및 양에 일반적으로 의존하기 때문에, 그들의 성분들은 어느 정도의 범위 내에서 측정될 수 있다. 따라서, 만약에 분말 성분들을 사용하면 성능을 비교하는데 더 편리하다. 표 9는 La, Nb, 및 Al 함량, 용융 스피닝에 사용된 최적 휠 스피드(Vow), 및 준비된 분말들의 상응하는 Br, Hci, 및 (BH)max 값의 목록이다.
Laa Nbw Alx Vowm/s BrkG HckOe HcikOe (BH)maxMGOe 비 고
0.00 0.00 0.00 24.5 8.60 6.2 9.2 14.6 대조표준
0.30 0.00 0.00 24.0 8.39 5.4 7.0 12.7 대조표준
0.35 0.00 0.00 24.0 8.30 5.1 6.7 11.4 대조표준
0.35 0.00 0.00 24.0 8.33 5.0 6.6 11.3 대조표준
0.35 0.50 0.00 20.0 8.30 5.2 7.2 11.6 대조표준
0.40 0.50 0.00 19.0 8.24 5.5 7.1 12.1 대조표준
0.50 0.50 0.00 18.0 7.59 4.8 6.3 9.4 대조표준
0.37 0.50 2.20 17.0 7.53 5.7 7.8 11.0 본 발명
0.40 0.30 2.20 18.0 7.56 5.2 6.8 10.8 본 발명
0.37 0.30 2.40 20.0 7.49 4.9 6.6 10.9 본 발명
0.37 0.35 2.35 21.0 7.67 5.2 7.0 11.2 본 발명
0.38 0.37 2.63 21.4 7.46 5.1 6.9 10.7 본 발명
본 실험예는 다양한 La 첨가로 인해, MM11.5Fe83.6B5.9의 9.2kOe로부터 7.0±0.5kOe 범위까지의 Hci을 얻을 수 있음을 나타낸다. 또한, La-첨가는 Vow에 대하여 한정된 영향을 미쳤다. 0.5at%의 Nb 첨가로 인해, Br(8.33 내지 8.30 kG)을 희생하는 댓가로 Hci가 약간 증가(6.6내지7.2 kOe)됨을 알 수 있다. 보다 중요하게, Nb가 없는 샘플에 적합한 24 m/s로부터 0.5 at% Nb를 함유하는 샘플에 적합한 20 m/s까지 Vow가 감소된 것은 합금 급랭성에 있어서의 개선을 의미한다. 대략 2.2 내지 2.4 at% Al 첨가로 인해, Br을 7.5±0.5 kG의 바람직한 범위로 용이하게 만들 수 있다. 2.2 내지 2.4 at%의 Al 레벨에서, Nb 함량의 감소는 각각 7.5±0.5kG 및 7.0±0.5kOe 범위의 바람직한 Br 및 Hci를 여전히 유지할 수 있다. 그러나, Vow는 17에서 21m/s로 약간 증가한다. 이것은 Nb가 합금 급랭성에 대하여 결정적인 역할을 한다는 것을 암시한다. La, Nb, 및 Al을 적절하게 배합함으로써, 본 실험예는 Br, Hci, 및 Vow를 독립적으로 어느 정도까지 본질적으로 조정할 수 있음을 나타낸다.
실험예 10
(MM1-aLaa)uFe94.1-u-x-wCovZrwAlxB5.9의 원자 퍼센트 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 시제품 제트 주조기가 제트-캐스트(cast)를 위해 사용되었다. 30 내지 45m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 제트-캐스트 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 800℃ 범위의 온도에서 약 30분 동안 어닐링되었다. 본드 자석들의 Br 및 Hci는 사용된 바인더 및 첨가제들의 유형 및 양에 일반적으로 의존하기 때문에, 그들의 성분들은 어느 정도의 범위 내에서 측정될 수 있다. 따라서, 만약에 분말 성분들을 사용하면 성능을 비교하는데 더 편리하다. 표 10은 La, Zr, Al, 및 총 희토류 원소(rare earth) 함량(u), 제트 주조에 사용된 최적 휠 스피드(Vow), 및 준비된 분말들의 상응하는 Br, Hci, 및 (BH)max 값의 목록이다.
Laa Zrw Alx TREu Vowm/s BrkG HcikOe (BH)maxMGOe 비 고
- - 0.02 11.8 46 8.90 9.10 15.51 대조표준
- - 0.03 12.1 45 8.75 10.0 15.08 대조표준
0.01 0.01 0.93 11.1 43 8.49 8.52 14.33 본 발명
0.01 0.01 1.02 11.2 42 8.42 8.57 13.95 본 발명
0.01 0.01 1.49 11.3 41 8.36 8.90 13.95 본 발명
0.01 0.01 1.86 11.6 41 8.10 10.25 13.45 본 발명
0.01 0.01 2.35 11.0 41 8.26 8.67 13.45 본 발명
0.01 0.01 2.61 11.4 41 7.95 9.20 12.82 본 발명
0.01 0.01 2.79 11.3 40 7.81 9.11 12.32 본 발명
본 실험예는, 다양한 Al의 첨가로 인해, (MM1-aLaa)uFe94.1-u-x-v-wCovZrwAlxB5.9의 일반식을 가진 자석 분말들의 Br값을 대략 7.8과 8.5 kG 사이로 조작할 수 있음을 나타낸다. 또한 Al 제어와 관련하여, 총 희토류 원소(TRE) 함량을 조절함에 의해 8.5와 10.25 kOe 사이의 Hci값을 조작할 수 있다. 또한 매우 묽은 La과 Zr의 첨가로 인해, 최적 휠 스피드는 La, Zr 또는 Al 첨가가 없는 합금들의 45-46m/s와 비교할 때 대략 40 내지 43m/s로 감소한다. 이것은 희석된 La과 Zr 첨가가 급랭성을 향상시키는 것을 암시한다. 또한, 낮은 Vow는 향상된 급랭성의 표시이다.
실험예 11
(MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 원자 퍼센트 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 실험실용 제트 주조기가 용융-스피닝을 위해 사용되었다. 10 내지 30m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 용융-방사 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 약 4분 동안 어닐링되었다. 에폭시-본드 자석들은 분말들을 2 wt%의 에폭시와 0.02 wt%의 아연 스테아르산염(stearate) 건혼합물(dry-blended)을 약 30분 동안 혼합함으로써 준비되었다. 이어서, 혼합된 합성물(compound)은 약 9.82mm의 직경과 투자 상수(permeance coefficient) 2(PC=2)를 가진 자석들을 형성하도록 약 4 T/㎠의 압축 압력으로 대기 중에서 압축 성형되었다. 그 다음, 그들은 열경화성(thermoset) 에폭시-본드 자석들을 형성하도록 175℃에서 30분 동안 경화(cure)되었다. PA-11 및 PPS 본드 자석들은 폴리아미드 PA-11 또는 폴리페닐렌 황화물(PPS) 수지(resin)들과 내부 윤활제(internal lubricant)를 각각 65 및 60vol%의 분말 용적 분율(volume fraction)에서 혼합함에 의해 준비되었다. 그 후, 이러한 혼합물들은 각각 폴리아미드 PA-11 및 PPS 기반 합성물들을 형성하기 위하여, 280 내지 310℃ 온도에서 합성되었다. 이어서, 합성물들은 약 9.72mm의 직경과 투자 상수 2(PC=2)를 가진 자석들을 획득하기 위하여 스틸 금형에서 사출 성형되었다. 모든 자석들은 측정 전에 40 kOe의 피크 자기장으로 펄스 자기화되었다. 온도 스테이지를 가진 히스테리시스(hysteresis) 그래프가 20℃ 및 100℃에서 자석 성질들을 측정하기 위해 사용되었다. 표 11은 본드 자석들에 있어서 에폭시, 폴리아미드 PA-11, 및 PPS의 용적 분율, 및 20℃와 100℃에서 측정된 그들의 상응하는 Br, Hci, 및 (BH)max 값의 목록이다.
구분 체적분율vol% BrkG HckOe HciKOe BHmaxMGOe 비 고
20℃에서 측정
비등방성 소결 페라이트 >99 4.50 4.08 4.50 5.02 대조표준
등방성 파우더 7.55 5.49 7.10 11.22 본 발명
에폭시 결합 마그네트 75% 5.69 5.04 7.05 6.71 본 발명
PA-11 결합 마그네트 65% 4.93 4.44 7.04 5.13 본 발명
PPS 결합 마그네트 60% 4.55 4.13 7.04 4.39 본 발명
100℃에서 측정
비등방성 소결 페라이트 >99 3.78 3.84 5.94 3.53 대조표준
등방성 파우더 6.67 4.11 4.77 8.13 본 발명
에폭시 결합 마그네트 75 5.00 3.71 4.77 4.95 본 발명
PA-11 결합 마그네트 65 4.34 3.40 4.77 3.81 본 발명
PPS 결합 마그네트 60 4.00 3.21 4.77 3.31 본 발명
볼 수 있는 바와 같이, 60 내지 75 vol% 범위의 용적 분율을 가진 등방성 본드 자석들은 20℃에서 4.55 내지 5.69 kG의 Br값을 나타낸다. 이러한 값들은 모두 이방성 소결 페라이트(대조 표준)의 그것보다 높다. 유사하게, 이러한 자석들의 Hc는 20℃에서 4.13 내지 5.04 kOe 범위 이다. 또한, 그들 모두는 길항적(competitive) 이방성 소결 페라이트보다 높다. 높은 Br 및 Hc값들은 보다 더 에너지 효율적인 응용이 본 발명의 등방성 본드 자석들을 사용하여 설계될 수 있다는 것을 의미한다. 100℃에서, 등방성 본드 자석들의 Br은 4.0 내지 5.0 kG 범위이다. 그들 모두는 이방성 소결 페파이트의 3.78 kG 보다 높다. 이러한 온도 범위에서, 등방성 본드 자석들의 Hc는 3.21에서 4.11 kOe까지 변화한다. 이러한 값들은 이방성 소결 페라이트의 그것과 비교된다. 유사하게, 본드 자석들의 (BH)max는 대략 3.31 내지 4.95 MGOe이고 동일한 온도에서 이방성 소결 페라이트의 그것과 비교된다. 또한, 이것은 보다 에너지 효율적인 응용이 본 발명의 등방성 본드 자석들을 이용하여 설계될 수 있음을 나타낸다.
실험예 12
(MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의, 원자 퍼센트(화학식 표현), 공칭 조성을 가진 합금 잉곳들이 아크 용융에 의해 준비되었다. 양호한 열 전도성의 금속 휠을 가진 실험실용 제트 주조기가 용융-스피닝을 위해 사용되었다. 10 내지 30m/s의 휠 스피드가 샘플들을 준비하는데 사용되었다. 용융-방사 리본들은 40 메쉬 이하로 분쇄되어 요구되는 Br 및 Hci값을 확보하도록 600 내지 700℃ 범위의 온도에서 약 4분 동안 어닐링되었다. 에폭시-본드 자석들은 준비된 분말들을 2 wt%의 에폭시와 0.02 wt%의 아연 스테아르산염(stearate) 건혼합물(dry-blended)을 약 30분 동안 혼합함으로써 준비되었다. 이어서, 혼합된 합성물은 약 9.72mm의 직경과 투자 상수 2(PC=2)를 가진 자석들을 형성하도록 20℃, 80℃, 및 100℃에서 약 4 T/㎠의 압축 압력으로 대기 중에서 압축 성형되었다. 히스테리시스 그래프가 20℃에서 자석 성질들을 측정하기 위해 사용되었다.
표 12는 (MM0.62La0.38)11.5Fe78.9Zr0.5Al3.2B5.9의 공칭 조성을 가진 분말로부터 준비된 자석들의, 20℃에서 측정된 Br, Hci, 및 (BH)max 값의 목록이다.
구분 체적분율vol% BrkG ΔBrkG Br(T)/Br(20) HckOe HcikOe BHmaxMGOe 비고
파우더 성질 7.55 5.49 7.10 11.22
20℃에서 가압 75.0 5.69 0.00 1.00 5.04 7.05 6.71 대조표준
80℃에서 가압 76.0 5.76 0.08 1.01 5.10 7.04 6.86 본 발명
100℃에서 가압 76.5 5.80 0.11 1.02 5.13 7.05 6.94 본 발명
120℃에서 가압 77.0 5.84 0.15 1.03 5.16 7.04 7.02 본 발명
볼 수 있는 바와 같이, 20℃에서 가압되는 대조 표준과 비교할 때, 80℃와 120℃ 사이에서 압축 성형은 Br값을 거의 1 내지 3%(1.01 내지 1.03의 Br(T)/Br(20) 또는 0.08 내지 0.15 kG의 ΔBr)까지 향상시킨다. 결과적으로, Hc(약 0.06 내지 0.12 kOe 또는 약 0.5 내지 2% 향상) 및 (BH)max(거의 1 내지 5% 향상)의 약간의 증가도 발견될 수 있다. 이것은 에폭시-본드 자석들을 제조하기 위한 웜 컴팩션(warm compaction)의 채택의 장점을 나타낸다.
본 발명은 자석 문말들의 준비와 본 발명의 본드 자석들을 상세히 묘사하는 전술한 실험예들을 또한 참조하여 일반적으로 묘사되고 설명되었다. 또한, 실시예들은 본 발명의 자석들 및 자석 분말들의 우수성과 의외의 특성들을 나타낸다. 전술한 실시예들은 본 발명의 범위를 오로지 예시하는 것이며 그 범위를 결코 제한하지 않는다. 본 발명의 목적과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 생성 물질들과 방법들 모두에 많은 변형예들이 실행될 수 있음은 당업자들에게 명백할 것이다.

Claims (33)

  1. 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정으로 제조되는 자성 재료에 있어서, 상기 자성 재료는 원자비율로 다음의 조성을 가지고,
    (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy
    여기서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이고,
    0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이고,
    상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 급속 응고 공정은 약 10 m/s 내지 60 m/s의 공칭 휠 스피드를 가진 용융 스핀 또는 제트 주조 공정인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 공칭 휠 스피드는 약 15 m/s 내지 50 m/s인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 공칭 휠 스피드는 약 35 m/s 내지 45 m/s인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  5. 제2항에 있어서,
    실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30% 내에 있는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  6. 제2항에 있어서,
    상기 공칭 휠 스피드는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링에 의해 상기 자성 재료를 제조하는 최적 휠 스피드인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열적 어닐링 공정은 300 ℃ 내지 800℃의 온도 범위에서 약 0.5분 내지 120분 하는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 열적 어닐링 공정은 600 ℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 약 2분 내지 10분 하는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 M은 Zr, Nb 또는 그 조합이고, T는 Al, Mn 또는 그 조합인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 M은 Zr이고, T는 Al인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  11. 제1항에 있어서,
    0.2≤a≤0.6, 10≤u≤13, 0≤v≤10, 0.1≤w≤0.8, 2≤x≤5 및 4≤y≤10인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  12. 제11항에 있어서,
    0.25≤a≤0.5, 11≤u≤12, 0≤v≤5, 0.2≤w≤0.7, 2.5≤x≤4.5 및 5≤y≤6.5인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  13. 제12항에 있어서,
    0.3≤a≤0.45, 11.3≤u≤11.7, 0≤v≤2.5, 0.3≤w≤0.6, 3≤x≤4 및 5.7≤y≤6.1인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  14. 제1항에 있어서,
    0.0.1≤a≤0.1, 0.1≤x≤1인 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  15. 제1항에 있어서,
    상기 자성 재료는 독립적으로 약 7.0 kG 내지 약 8.0 kG의 Br값과 약 6.5 kOe 내지 9.9 kOe의 Hci값을 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 자성 재료는 독립적으로 약 7.2 kG 내지 약 7.8 kG의 Br값과 약 6.7 kOe 내지 7.3 kOe의 Hci값을 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  17. 제15항에 있어서,
    상기 자성 재료는 약 7.8 kG 내지 약 8.3 kG의 Br값과 약 8.5 kOe 내지 9.5 kOe의 Hci값을 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  18. 제1항에 있어서,
    상기 자성 재료는 X-레이 회절 분석에 따라, 화학량론적으로 Nd2Fe14B-타입 단일상 미세구조를 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  19. 제1항에 있어서,
    상기 자성 재료는 1 nm 내지 80 nm 범위의 결정립 크기를 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  20. 제19항에 있어서,
    상기 자성 재료는 10 nm 내지 40nm 범위의 결정립 크기를 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료.
  21. 자성 재료와 본딩제를 포함하고,
    상기 자성 재료는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링 공정에 의해 제조되며,
    상기 자성 재료는 원자비율로 다음의 조성을 가지고,
    (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy
    여기서, R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이고,
    0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이고,
    상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가지는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  22. 제21항에 있어서,
    상기 본딩제는 에폭시, 폴리아미드(나일론), 폴리페닐렌 설파이드(PPS) 또는 액정 고분자(LCP) 인 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  23. 제22항에 있어서, 상기 본딩제는, 고분자량의 다관능성 지방산 에스테르, 스테아릭 에시드, 하이드록시 스테아릭 에시드, 고분자량의 컴플 에스테르, 긴 체인의 펜타에리쓰리톨, 팔미틱 에시드, 윤활제 농축 폴리에틸렌(polyethylene based lubricant concentrate), 몬타닉 에시드의 에스테르, 몬타닉 에시드의 부분 비누화 에스테르, 폴리올레핀 왁스, 패티 비스아미드, 지방산 2차 아미드, 높은 트랜스 함량을 갖는 폴리옥타노머, 말레 무수물(maleic anhydride), 글리시딜-관능의 아크릴 하드너, 징크 스테아레이트, 및 고분자 가소제로 이루어진 군으로부터 선택된 하나 이상의 첨가제를 포함하는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  24. 제23항에 있어서,
    상기 자석은 약 1 내지 약 5 중량%의 에폭시와 약 0.01 내지 약 0.05중량%의 징크 스테아레이트를 함유하는 것을 특징으로하는 본드 자석.
  25. 제24항에 있어서,
    상기 자석은 약 0.2 내지 10의 투자상수(permeance coefficient)를 가지는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  26. 제25항에 있어서,
    100시간 동안 100℃에서 시효시킬 때 약 6.0%보다 작은 자속 시효 손실(flux-aging loss)을 나타내는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  27. 제21항에 있어서,
    압축 몰딩, 사출 몰딩, 캘린더링, 압출, 스크린 프린팅 또는 이들의 조합에 의해 제조되는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  28. 제27항에 있어서,
    40 내지 200℃의 온도영역에서 압축 몰딩하여 제조되는 것을 특징으로 하는 본드 자석.
  29. 원자비율로 (R1-aR'a)uFe100-u-v-w-x-yCovMwTxBy 의 조성을 가지는 용융물을 만드는 단계;
    상기 용융물을 급속 응고시켜 자성 파우더를 얻는 단계;
    상기 자성 파우더를 300 ℃ 내지 800℃의 온도 범위에서 약 0.5분 내지 120분 동안 열적 어닐링하는 단계;를 포함하고,
    상기 R은 Nd, Pr, 디디뮴(Didymium)(Nd0.75Pr0.25 조성을 가지는 Nd와 Pr의 자연 조성물) 또는 그 조합이고; R'는 La, Ce, Y 또는 그 조합이고, M은 Zr, Nb, Ti, Cr, V, Mo, W 및 Hf 중 하나 이상이고, T는 Al, Mn, Cu 및 Si 중에서 하나 이상이고,
    0.01≤a≤0.8, 7≤u≤13, 0≤v≤20, 0.01≤w≤1, 0.1≤x≤5 및 4≤y≤12이고,
    상기 자성 재료는 약 6.5 kG 내지 약 8.5 kG의 잔류자속값(Br)과 약 6.0 kOe 내지 9.9 kOe의 고유보자력(Hci)을 가지는 것을 특징으로 하는 자성 재료 제조 방법.
  30. 제29항에 있어서,
    상기 급속 응고 단계는 약 10 m/s 내지 60 m/s의 공칭 휠 스피드를 가진 용융 스핀 또는 제트 주조 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 자성 재료 제조 방법.
  31. 제30항에 있어서,
    상기 공칭 휠 스피드는 약 35 m/s 내지 45 m/s인 것을 특징으로 하는 자성 재료 제조 방법.
  32. 제31항에 있어서,
    실제 휠 스피드는 공칭 휠 스피드의 ±0.5%, 1.0%, 5.0%, 10%, 15%, 20%, 25%, 또는 30%내에 있는 것을 특징으로 하는 자성 재료 제조 방법.
  33. 제32항에 있어서,
    상기 공칭 휠 스피드는 급속 응고 공정과 후속적인 열적 어닐링에 의해 상기 자성 재료를 제조하는 최적 휠 스피드인 것을 특징으로 하는 자성 재료 제조 방법.
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101535487B1 (ko) * 2014-07-29 2015-07-09 엘지전자 주식회사 Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법
KR101585483B1 (ko) * 2015-04-29 2016-01-15 엘지전자 주식회사 열적 안정성이 향상된 MnBi계 소결자석 및 이들의 제조 방법
KR20200065958A (ko) * 2018-11-30 2020-06-09 한국기계연구원 ThMn12형 자성체 및 그 제조방법
US10741314B2 (en) 2015-04-20 2020-08-11 Lg Electronics Inc. Anisotropic complex sintered magnet comprising MnBi and atmospheric sintering process for preparing the same

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6979409B2 (en) * 2003-02-06 2005-12-27 Magnequench, Inc. Highly quenchable Fe-based rare earth materials for ferrite replacement
US7494600B2 (en) * 2003-12-29 2009-02-24 Höganäs Ab Composition for producing soft magnetic composites by powder metallurgy
US7416578B2 (en) * 2004-09-17 2008-08-26 Höganäs Ab Powder metal composition
GB0423737D0 (en) * 2004-10-26 2004-11-24 Less Common Metals Ltd Method of reducing the free iron phase in iron containing rare earth-transition metal-boron type alloys
CN100468583C (zh) * 2006-11-23 2009-03-11 浙江工业大学 一种永磁铁氧体磁粉及其制备方法
US20090081071A1 (en) * 2007-09-10 2009-03-26 Nissan Motor Co., Ltd. Rare earth permanent magnet alloy and producing method thereof
US20100054981A1 (en) 2007-12-21 2010-03-04 Board Of Regents, The University Of Texas System Magnetic nanoparticles, bulk nanocomposite magnets, and production thereof
US9242295B2 (en) 2007-12-21 2016-01-26 The Univeristy Of Texas At Arlington Bulk nanocomposite magnets and methods of making bulk nanocomposite magnets
BRPI0915629A2 (pt) * 2008-07-08 2016-05-17 Univ Denmark Tech Dtu refrigerador magnetocalórico
CN102725806A (zh) * 2009-03-17 2012-10-10 马格内昆茨国际公司 磁性材料
JP5366000B2 (ja) * 2009-04-27 2013-12-11 日立金属株式会社 希土類系永久磁石およびその製造方法
GB0912349D0 (en) * 2009-07-16 2009-08-26 Magnequench Internat Inc Process for manufacture of a bonded magnet
CN101826386A (zh) * 2010-04-28 2010-09-08 天津天和磁材技术有限公司 一种稀土永磁材料的成分和制造工艺
CN102801270B (zh) * 2011-05-26 2017-12-12 德昌电机(深圳)有限公司 永磁电机及具有该电机的厨房电器
CN104185938B (zh) * 2012-03-13 2018-01-02 博泽沃尔兹堡汽车零部件有限公司 电机
CN102856029A (zh) * 2012-04-20 2013-01-02 漯河市三鑫稀土永磁材料有限责任公司 一种高（BH）max快淬磁粉及其制备方法
JP5790617B2 (ja) 2012-10-18 2015-10-07 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
WO2014196605A1 (ja) * 2013-06-05 2014-12-11 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石とその製造方法
CN104707990B (zh) * 2013-12-11 2019-06-14 北京中科三环高技术股份有限公司 一种提高钕铁硼快淬纳米晶磁粉矫顽力的方法
JP6003920B2 (ja) 2014-02-12 2016-10-05 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
JP5729511B1 (ja) * 2014-04-21 2015-06-03 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石、及び、回転機
JP6848735B2 (ja) * 2016-07-15 2021-03-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP6848736B2 (ja) * 2016-07-15 2021-03-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
WO2018111188A1 (en) * 2016-12-16 2018-06-21 Neo Performance Materials (Singapore) Pte Ltd Alloy compositions, magnetic materials, bonded magnets and methods for producing the same
JP6642419B2 (ja) * 2016-12-28 2020-02-05 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石
CN108257751B (zh) * 2016-12-29 2021-02-19 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN110364325B (zh) * 2018-04-09 2021-02-26 有研稀土新材料股份有限公司 一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法
CN108878089B (zh) * 2018-06-22 2021-04-06 Neo新材料技术（新加坡）私人有限公司 稀土磁粉、包含其的粘结磁体及热压磁体
CN113444982A (zh) * 2020-03-25 2021-09-28 Neo新材料技术（新加坡）私人有限公司 合金粉末及其制备方法

Family Cites Families (71)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US229946A (en) * 1880-07-13 Foeneys
US259779A (en) * 1882-06-20 Rock-drill
US242187A (en) * 1881-05-31 Half to charles t
JPS54148297A (en) 1978-05-15 1979-11-20 Mitsubishi Steel Mfg Heattproof composite magnet and method of making same
US4496395A (en) 1981-06-16 1985-01-29 General Motors Corporation High coercivity rare earth-iron magnets
US4533408A (en) 1981-10-23 1985-08-06 Koon Norman C Preparation of hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide
US4409043A (en) 1981-10-23 1983-10-11 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Amorphous transition metal-lanthanide alloys
US4402770A (en) 1981-10-23 1983-09-06 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide
US4792368A (en) 1982-08-21 1988-12-20 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Magnetic materials and permanent magnets
US4851058A (en) 1982-09-03 1989-07-25 General Motors Corporation High energy product rare earth-iron magnet alloys
US5172751A (en) 1982-09-03 1992-12-22 General Motors Corporation High energy product rare earth-iron magnet alloys
EP0108474B2 (en) 1982-09-03 1995-06-21 General Motors Corporation RE-TM-B alloys, method for their production and permanent magnets containing such alloys
US5056585A (en) 1982-09-03 1991-10-15 General Motors Corporation High energy product rare earth-iron magnet alloys
US4902361A (en) 1983-05-09 1990-02-20 General Motors Corporation Bonded rare earth-iron magnets
JPH0663056B2 (ja) 1984-01-09 1994-08-17 コルモーゲン コーポレイション 非焼結永久磁石合金及びその製造方法
US4558077A (en) 1984-03-08 1985-12-10 General Motors Corporation Epoxy bonded rare earth-iron magnets
US5035755A (en) 1984-05-23 1991-07-30 Allied-Signal Inc. Amorphous metal alloys having enhanced AC magnetic properties at elevated temperatures
US5055146A (en) 1984-07-10 1991-10-08 Crucible Materials Corporation Permanent magnet alloy
US4765848A (en) 1984-12-31 1988-08-23 Kaneo Mohri Permanent magnent and method for producing same
JPH0624163B2 (ja) * 1985-09-17 1994-03-30 ティーディーケイ株式会社 永久磁石
JP2513994B2 (ja) * 1985-09-17 1996-07-10 ティーディーケイ株式会社 永久磁石
USRE34838E (en) 1984-12-31 1995-01-31 Tdk Corporation Permanent magnet and method for producing same
CA1271394A (en) 1985-02-25 1990-07-10 Karen S. Canavan Enhanced remanence permanent magnetic alloy and bodies thereof and method of preparing same
JPS62202506A (ja) * 1985-11-21 1987-09-07 Tdk Corp 永久磁石およびその製法
EP0229946B1 (en) 1986-01-10 1991-10-16 Ovonic Synthetic Materials Company, Inc. Permanent magnetic alloy
JPS62165305A (ja) * 1986-01-16 1987-07-21 Hitachi Metals Ltd 熱安定性良好な永久磁石およびその製造方法
DE3779481T2 (de) * 1986-04-15 1992-12-24 Tdk Corp Dauermagnet und verfahren zu seiner herstellung.
JP2727506B2 (ja) * 1986-04-15 1998-03-11 ティーディーケイ株式会社 永久磁石およびその製造方法
JPS62281403A (ja) * 1986-05-30 1987-12-07 Tdk Corp 永久磁石
JPS6328844A (ja) 1986-07-23 1988-02-06 Toshiba Corp 永久磁石材料
ES2058082T3 (es) 1986-09-12 1994-11-01 American Cyanamid Co Derivados 23-oxo (ceto) y 23-imino de compuestos ll-f28249.
JPS63190138A (ja) * 1986-09-29 1988-08-05 Tdk Corp 希土類永久磁石材料
US4902360A (en) 1987-02-04 1990-02-20 Crucible Materials Corporation Permanent magnet alloy for elevated temperature applications
US5213631A (en) 1987-03-02 1993-05-25 Seiko Epson Corporation Rare earth-iron system permanent magnet and process for producing the same
US5022939A (en) 1987-07-30 1991-06-11 Tdk Corporation Permanent magnets
JPH02201902A (ja) * 1989-01-30 1990-08-10 Tdk Corp 永久磁石
JPS6442554A (en) * 1987-08-07 1989-02-14 Tdk Corp Rare-earth element magnet material
JPS6472502A (en) * 1987-09-11 1989-03-17 Hitachi Metals Ltd Permanent magnet for accelerating particle beam
JPH023201A (ja) * 1988-06-20 1990-01-08 Seiko Epson Corp 永久磁石
US4919732A (en) * 1988-07-25 1990-04-24 Kubota Ltd. Iron-neodymium-boron permanent magnet alloys which contain dispersed phases and have been prepared using a rapid solidification process
JPH0353505A (ja) * 1989-07-21 1991-03-07 Tdk Corp ボンディッド磁石およびその着磁方法
JPH03151602A (ja) * 1989-11-08 1991-06-27 Tdk Corp 永久磁石およびその製造方法
JPH03287723A (ja) * 1990-04-05 1991-12-18 Seiko Epson Corp 希土類―鉄―ボロン系磁石の製造方法
JP2598558B2 (ja) * 1990-08-17 1997-04-09 富士電気化学株式会社 永久磁石
JP3502107B2 (ja) 1991-08-29 2004-03-02 Ｔｄｋ株式会社 永久磁石材料の製造方法
US5545266A (en) 1991-11-11 1996-08-13 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Rare earth magnets and alloy powder for rare earth magnets and their manufacturing methods
GB9215109D0 (en) 1992-07-16 1992-08-26 Univ Sheffield Magnetic materials and method of making them
US5403408A (en) 1992-10-19 1995-04-04 Inland Steel Company Non-uniaxial permanent magnet material
JP3202830B2 (ja) * 1993-04-08 2001-08-27 信越化学工業株式会社 希土類焼結磁石およびその製造方法
JPH06295808A (ja) * 1993-04-08 1994-10-21 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類焼結磁石およびその製造方法
JPH097811A (ja) * 1995-06-15 1997-01-10 Hitachi Metals Ltd 希土類ボンド磁石及びその製造方法
US5772796A (en) 1995-11-20 1998-06-30 Ybm Magnex International, Inc. Temperature stable permanent magnet
US5725792A (en) 1996-04-10 1998-03-10 Magnequench International, Inc. Bonded magnet with low losses and easy saturation
JPH1088295A (ja) * 1996-09-19 1998-04-07 Santoku Kinzoku Kogyo Kk 希土類−鉄−ボロン系ボンド磁石用合金
US6074492A (en) 1997-12-30 2000-06-13 Magnequench International, Inc. Bonded Nd-Fe-B magnets without volumetric expansion defects
US6478890B2 (en) 1997-12-30 2002-11-12 Magnequench, Inc. Isotropic rare earth material of high intrinsic induction
US6183572B1 (en) 1997-12-30 2001-02-06 Magnequench International, Inc. Isotropic rare earth material of high intrinsic induction
WO2000003403A1 (en) 1998-07-13 2000-01-20 Santoku America Inc. High performance iron-rare earth-boron-refractory-cobalt nanocomposites
US6302972B1 (en) 1998-12-07 2001-10-16 Sumitomo Special Metals Co., Ltd Nanocomposite magnet material and method for producing nanocomposite magnet
JP4374633B2 (ja) * 1998-12-15 2009-12-02 日立金属株式会社 ナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
JP3604308B2 (ja) * 1998-12-07 2004-12-22 株式会社Ｎｅｏｍａｘ ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
JP4071911B2 (ja) * 1998-12-17 2008-04-02 信越化学工業株式会社 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法
US6322933B1 (en) 1999-01-12 2001-11-27 Siros Technologies, Inc. Volumetric track definition for data storage media used to record data by selective alteration of a format hologram
US6302939B1 (en) * 1999-02-01 2001-10-16 Magnequench International, Inc. Rare earth permanent magnet and method for making same
US6261387B1 (en) 1999-09-24 2001-07-17 Magnequench International, Inc. Rare-earth iron-boron magnet containing cerium and lanthanum
JP3951525B2 (ja) 1999-11-25 2007-08-01 セイコーエプソン株式会社 薄帯状磁石材料、薄帯状磁石材料の製造方法、磁石粉末および希土類ボンド磁石
JP2001267111A (ja) * 2000-01-14 2001-09-28 Seiko Epson Corp 磁石粉末および等方性ボンド磁石
JP3882545B2 (ja) * 2000-11-13 2007-02-21 住友金属鉱山株式会社 高耐候性磁石粉及びこれを用いた磁石
JP3801456B2 (ja) * 2001-03-27 2006-07-26 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 鉄基希土類系永久磁石合金およびその製造方法
US20040079445A1 (en) 2002-10-24 2004-04-29 Zhongmin Chen High performance magnetic materials with low flux-aging loss
US6979409B2 (en) * 2003-02-06 2005-12-27 Magnequench, Inc. Highly quenchable Fe-based rare earth materials for ferrite replacement

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101535487B1 (ko) * 2014-07-29 2015-07-09 엘지전자 주식회사 Mn-Bi계 자성체, 이의 제조방법, Mn-Bi계 소결자석 및 이의 제조방법
US10741314B2 (en) 2015-04-20 2020-08-11 Lg Electronics Inc. Anisotropic complex sintered magnet comprising MnBi and atmospheric sintering process for preparing the same
KR101585483B1 (ko) * 2015-04-29 2016-01-15 엘지전자 주식회사 열적 안정성이 향상된 MnBi계 소결자석 및 이들의 제조 방법
US10695840B2 (en) 2015-04-29 2020-06-30 Lg Electronics Inc. Sintered magnet based on MnBi having improved heat stability and method of preparing the same
KR20200065958A (ko) * 2018-11-30 2020-06-09 한국기계연구원 ThMn12형 자성체 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20040154699A1 (en) 2004-08-12
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CA2515221A1 (en) 2004-08-26
US6979409B2 (en) 2005-12-27
CN1768398A (zh) 2006-05-03
WO2004072311A3 (en) 2005-06-09
JP4755080B2 (ja) 2011-08-24
CA2515221C (en) 2013-04-16

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US20060272450A1 (en) Method for producing rare earth based alloy powder and method for producing rare earth based sintered magnet
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