KR20120021939A - η상을 갖는 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ계 소결자석 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 R-Fe-B계 소결자석 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 R2Fe14B형 화합물 결정립을 주상으로 갖는 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho)소결자석에 있어서, 상기 주상으로 이루어진 삼중점 내 R-리치상 (R2Fe14B)이 존재하고, 상기 삼중점 내 η상 (R1 .1Fe4B4) 상이 석출되어 존재하는 것인 R-Fe-B계 소결자석 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 상기 소결 자석은 높은 보자력과 고온감자특성을 가져 고온 환경에서 사용되는 모터나 영구자석에 적용이 가능하다.

Description

η상을 갖는 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ계 소결자석 및 이의 제조방법{R-Fe-B Sintered magnet having η-phase and fabrication method thereof}
본 발명은 높은 보자력과 고온감자특성을 가져 고온 환경에서 사용되는 모터나 영구자석에 적용이 가능한 R-Fe-B계 소결자석 소결자석에 관한 것이다.
Nd계 희토류 영구자석은 1983년 M. Sagawa에 의해 최대 자기에너지적 35 MGOe의 Nd계 희토류 자석이 개발된[M. Sagawa, S. Fujimura, N. Tpgawa and Y. Matsuura, J. Appl . Phys., 55 (1984) 2083] 이후, 매우 우수한 자기적 특성으로 인해 일본, 미국, 유럽을 중심으로 활발한 연구가 진행되어 왔다.
특히, 최근 수년 전부터는 에너지 저감 및 환경친화형 분위기가 세계적으로 중요한 이슈로 부각되면서 하이브리드/수소연료 자동차의 구동 모터 및 발전기용으로 희토류계 영구자석에 대한 관심이 높아지고 있고, 그 수요 또한 급격히 증가하고 있다[Y. Kanejo, F. Kuniyoshi and N. Ishigaki, J. Alloys and Compds., 408-412 (2006) 1344].
이에 따라 새로운 합금설계 및 공정의 최적화를 통해 Nd계 영구자석의 보자력을 향상시킴으로써 그 사용 온도를 200℃ 정도로 높이는 연구가 활발히 진행되고 있다.
현재 개발된 Nd-Fe-B 소결자석의 경우 최대 자기에너지적은 이론치인 64 MGOe에 거의 근접해져 있다. 그러나 고보자력 Nd-Fe-B 소결자석의 경우 큐리 온도가 315℃ 정도로 낮으며, 이러한 Nd계 영구자석의 가장 큰 문제점인 낮은 큐리 온도 특성으로 인해 높은 온도에서 자기적 성능의 열화가 심하게 진행됨에 따라 미래형 자동차 모터에 사용하기에는 적절하지 못하다.
이에 높은 보자력 특성으로 상기한 단점을 극복하고 미래형 자동차의 구동 모터에 사용하기 위하여 Dy나 Tb등의 높은 이방성장을 가지는 중희토류를 소량 첨가하여 고보자력을 갖는 소결자석에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있다.
그러나 중희토류의 경우, 세계적으로 보존량이 적어 수요를 따라가지 못하고 있다. 따라서 Dy, Tb 등의 중희토류 첨가량을 최소화하기 위해 재료의 미세구조를 개선하여 특성을 향상시키는 것이 절실히 요구되고 있다.
일반적으로 핵형성형 (nucleation type) 보자력 기구를 가지는 영구자석의 경우 주자성상 내의 불순물이나 결함 등이 반자화 자구핵으로 형성되기 쉽고 이로 인하여 보자력이 감소된다. 반면, 결정립계에 의한 자벽고정효과 (domain wall pinning)가 일어나므로, 결정립계를 이루는 비자성상인 R-리치상의 분포 정도와 결정립계의 분율이 보자력에서 매우 중요하다.
종래 Nd-Fe-B계 소결자석의 경우 1000?1250℃의 온도에서 소결을 진행하여 치밀화시켜 진밀도를 얻는다. 상기 소결을 통해 소결자석 내 강자성상 결정립의 계면에 비자성상인 Nd-리치상을 분포시켜 강자성상간 자기교환효과를 억제하여 보자력을 향상시킬 수 있다.
상기 온도 구간에서 소결을 진행할 때 반드시 결정립 성장을 동반하게 되는데, 이러한 결정립의 성장은 보자력을 감소시키는 요인으로 작용한다. 결정립의 크기와 보자력의 관계는 [수학식 1]에 나타낸 바와 같이 실험적으로 밝혀져 있다.
[수학식 1]
Hc= a + b/D (Hc: 자기 모멘트, a, b는 상수, D는 결정립 크기)
상기 수학식 1에 따르면, 소결자석의 보자력은 결정립의 크기가 커질수록 감소하는 경향을 보인다. 부연하면, 소결 중 결정립 성장 (초기 분말 크기의 1.5배 이상)이 발생하고 비정상입자 성장 (일반 결정립 크기의 2배 크기 이상)이 일어나 초기 분말이 가질 수 있는 이론 보자력보다 크게 감소한다.
이에 소결 중 결정립의 성장을 억제하기 위한 방법으로 순간 소결법이나 2차상을 형성할 수 있는 원소를 첨가하여 삼중점에 형성시켜 결정립계의 이동을 억제하는 방법 등이 있으나, 분위기 형성이 어렵고 대량으로 소결이 불가능하다는 단점이 있다. 또한, 결정립 이동 등에 의해 미세구조가 크게 달라져 소결자석의 특성감소, 첨가원소로 인해 자기특성이 감소하는 등의 또 다른 문제가 발생한다.
따라서 소결 온도나 방법을 다양하게 변화시켜 보자력을 향상시킬 수 있는 방법을 제시하고 있다.
대한민국 특허공개 제2007-7029982호 및 제2003-0079990호에서는 소결자석을 제조하기 위해 1000?1200℃에서 30?600분간 소결하고, 800?950℃에서 10분?600분간 가열 처리하여 중희토류 원소를 소결체 자석 내부의 깊은 위치까지 이동시키고, 주상 외부의 경희토류 원소를 중희토류 원소로 치환하여 보자력을 상승시킬 수 있다고 개시하고 있다.
미합중국 특허 제6,447,621호는 소결 온도를 1030℃?1150℃에서 0.5?8시간, 열처리 온도를 800?1000℃에서 0.2?5시간, 500?650℃에서 0.2?3시간 동안 수행하여 소결자석을 제조하고, 제6,623,541호는 소결온도 1100?1300℃ 바람직하게는 1150?1250℃에서 0.5?5시간, 열처리 온도를 700?900℃, 더욱 바람직하게는 750?850℃에서 5?40시간 유지할 것을 제시하고 있다.
또한, 미합중국 특허 제7,377,985호에서는 소결 후 열처리 온도에 대해 밝히고 있으며, 900?930℃에서 2?3시간 유지 후 냉각하고 다시 500?630℃에서 2?4.5시간 유지하는 공정을 제시하고 있다.
대한민국 특허공개 제2001-0060929호에서 제시한 650?1000℃에서 10?240분 유지 후 상기 유지온도보다 높은 온도 (예로 1000?1100℃)에서 소결을 더 진행하는 2단 소결 공정을 제시하고 있다.
상기한 바의 특허들에서는 공통적으로 1000?1100℃ (단, 미국특허 제7,377,985호에서는 1100?1300℃)사이에서 소결 공정을 1회 또는 온도를 단계적으로 변화시켜가며 수행하고, 이후 분말야금 공정에서 진밀도를 얻기 위해 필수적으로 열처리 공정을 수행하고 있다.
이러한 열처리 공정 또한, 온도를 달리하여 1차 열처리 (일반적으로 800?900℃) 공정, 2차 열처리 (일반적으로 500?600℃) 공정을 모두 공통적으로 수행하고 있다. 상기 열처리 공정은 R-Fe-B계 소결자석을 제조할 시에 반드시 밀도향상을 위한 치밀화 공정과 최소 2단계의 열처리 공정이 반드시 수반되기 때문에 공정이 복잡해진다.
전술한 바의 다양한 방법을 통해서 소결자석의 보자력은 어느 정도 확보할 수 있으나, 공정 자체가 매우 복잡하고 여전히 소결 시 결정립 성장 억제에 대한 효과가 아직까지 미비하다.
대한민국 특허공개 제2007-7029982호 대한민국 특허공개 제2003-0079990호 미합중국 특허 제6,447,621호 미합중국 특허 제7,377,985호 대한민국 특허공개 제2001-0060929
본 발명에서는 소결 공정시 결정립 성장을 억제시켜 높은 보자력 및 고온감자특성을 갖는 소결자석을 제공하는데 그 목적이 있다.
또한, 본 발명에서는 상기 특성을 가지며 공정을 단순화시킬 수 있는 소결자석의 제조방법을 제공하는데 다른 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은
R2Fe14B형 화합물 결정립을 주상으로 갖는 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho)소결자석에 있어서,
상기 주상으로 이루어진 삼중점 내 R-리치상이 존재하고,
상기 삼중점 내 η상 (R1 .1Fe4B4) 상이 석출되어 존재하는 것인 R-Fe-B계 소결자석을 제공한다.
또한, 본 발명은
R-Fe-B계 (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho) 분말을 이용하여 소결을 통해 R-Fe-B계 소결자석을 제조하는 방법에 있어서,
상기 소결은 진공 하에 750?1000℃에서 8?100 시간 동안 저온 소결을 수행하는 R-Fe-B계 소결자석의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 Nd-Fe-B계 소결자석은 소결 공정시 결정립 성장을 억제하여 높은 보자력을 유지하고 고온감자특성이 향상되어 내열성이 요구되는 하이브리드차의 구동모터를 비롯한 고온 환경에서 사용되는 모터나 영구자석에 적용할 수 있고, 극한환경에서의 신뢰성이 향상되어 인공위성 등에 사용되는 영구자석으로 사용될 수 있다
또한, 공정 면에서 한 번의 저온 소결을 통해 제조되어 별도의 소결이나 열처리 공정 없이도 원하는 수준의 보자력을 가짐에 따라 공정이 단순화되어 경제적인 이점이 있다.
도 1은 본 발명에 따른 소결자석의 결정 구조를 보여주는 모식도이다.
도 2는 소결 시간에 따른 시차주사열량계 (DSC)로 측정한 열유속 변화를 보여주는 그래프이다.
도 3은 소결 온도에 따른 소결자석의 밀도 및 결정립 크기 변화를 보여주는 그래프이다.
도 4는 950?1100℃ 사이에서 소결하여 얻어진 소결자석의 XRD이다.
도 5는 소결을 1070℃ (a) 및 950℃ (b)에서 수행하여 제조된 소결자석의 SEM 사진이다.
도 6은 실시예 1에서 제조된 소결자석의 TEM EELS 맵핑으로, (a)는 zero loss, (b) Nd, (c) Fe, (d) B를 보여준다.
도 7은 비교예 1에서 제조된 소결자석의 TEM EELS 맵핑으로, (a)는 zero loss, (b) Nd, (c) Fe, (d) B를 보여준다.
도 8은 비교예 1에서 제조된 소결자석의 TEM 사진이다.
도 9의 (a)는 주상과 Nd-리치상의 계면을 보여주는 TEM 사진, (b)는 HR 이미지, (c)는 SAED 패턴이다.
도 10은 실시예 1에서 제조된 소결자석의 TEM 사진이다.
도 11의 (a)는 Nd-리치상과 η상의 계면을 보여주는 TEM 사진 및 SAED 패턴, (b) Nd-리치상의 TEM 사진, (c)는 Nd-리치상과 주상의 계면을 보여주는 TEM 사진, (d)는 주상의 TEM 사진 및 SAED 패턴이다.
도 12는 1070℃ (a) 및 950℃ (b)에서 소결하여 제조된 소결자석의 보자력을 보여주는 그래프이다.
이하 본 발명을 더욱 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 소결자석은 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho)소결자석에 관한 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 소결자석의 결정 구조를 보여주는 모식도이다.
도 1을 참조하면, 소결자석은 R2Fe14B형 화합물 결정립을 주상으로 갖는 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho)소결자석으로, 주상에 의해 삼중점이 형성되고, 상기 삼중점 내 R-리치상 (R2Fe14B)이 존재한다.
상기 삼중점 내에 R-리치상 이외에 본 발명에서는 η상 (R1 .1Fe4B4) 상이 석출되어 존재한다.
종래 R-Fe-B계 소결자석의 경우 η상의 존재에 대해 언급하고 있으나, 일반적으로 R-리치상 내에서 용해된 상태로 존재하고, 그 함량 또한 수 ppm 수준으로 매우 적은 양만 형성되어 거의 검출이 힘들뿐만 아니라 본 발명에서 얻고자 하는 결정립 성장을 억제하지 못한다.
그러나 본 발명에서는 η상이 R-리치상에 용해된 상태가 아닌 삼중점 내에 석출되어 결정립 형태로 R-리치상과 함께 존재한다는 점에서 차이가 있다. η상은 화학식에서도 알 수 있듯이 보론 (B)의 함량이 주상 및 R-리치상보다 높은 농도로 존재하며, 이는 소결 공정 중 보론 원소가 R-리치상이 아닌 η상으로 이동하여 R-리치상에 용해된 상태가 아니라 결정화되어 삼중점 내 석출된 형태로 존재할 수 있도록 작용한다. 그 결과는 도 6의 (d) 이미지를 통해 삼중점 내 보론 농도가 변화됨 (희미해진 영역)을 통해 알 수 있다.
R-Fe-B 분말을 소결하면 R2Fe14B형 결정립 주상이 생성되고, 소결이 진행될수록 상기 결정립계 이동을 통해 그 크기가 점차적으로 증가한다. 본 발명에서는 상기 결정립 사이의 삼중점 내 존재하는 η상이 결정립계 이동을 억제하여 결정립계 성장을 근본적으로 막는다. 이러한 η상은 비자성상 (non-magnetic phase)으로 소결자석의 자성특성에는 직접적으로 영향을 미치지 않고, 결정립 성장의 억제를 통해 소결을 통한 보자력 저하를 막을 수 있다.
η상의 생성은 소결 공정의 제어를 통해 형성할 수 있으며, 특히 소결 온도에 의해 조절이 가능하다.
본 발명에 따른 소결자석은 η상을 생성시키기 위해 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho) 분말을 진공 하에 저온 소결을 통해 제조한다. 이때 통상의 자장 성형 공정을 저온 소결 이전에 수행한다.
저온 소결을 통해 제조된 소결자석은 결정립의 성장이 억제되므로 결정립의 크기가 원료로 사용하는 R-Fe-B계 분말에 비해 크게 증가하지 않는다.
구체적으로, R-Fe-B계 분말은 입자 크기가 0.2?10.0 ㎛인 것, 바람직하기로 1.0?5.0 ㎛인 것을 사용할 경우, 최종적으로 얻어지는 R-Fe-B계 소결자석의 입자 크기는 0.25?12.5 ㎛인 것, 바람직하기로 1.25?6.2 ㎛로서, 원료 입자로부터 소결자석의 결정립 크기가 최대 125% 이하로 성장한다.
도 2는 소결 시간에 따른 시차주사열량계 (DSC)로 측정한 열유속 변화를 보여주는 그래프이다.
도 2를 참조하면, Fe의 함량이 70?82 원자% 사이인 영역에 약 665?1040℃의 온도 (DSC 결과에 의하면 실제 분말의 경우 730?1010℃)에서 η상 (R1 .1Fe4B4)이 형성됨을 알 수 있다.
본 발명에 따른 저온 소결의 온도는 초기 원료 분말의 크기 및 소결 전 성형체의 밀도에 따라 다르며, R-리치상의 액상량 및 유동도, η상의 형성량을 고려하여 결정한다. 바람직하기로, 저온 소결은 진공 하에 750?1000℃에서 8?100 시간 동안, 바람직하기로 10-4?10-6 Torr 의 압력 하에서 750?1000℃에서 8?100 시간 동안 수행한다.
일례로, 5μm의 평균크기를 가지는 분말을 10-6 torr 이하에서 소결할 때 소결 온도가 1000℃ 이상이 될 경우 액상량은 증가하게 되나 η상의 형성량이 적어져 결정립 성장을 억제할 수 없으며, 750℃ 이하에서는 밀도 증가가 거의 없어 750?1000℃에서 소결하는 것이 좋다.
본 발명에 따른 저온 소결을 통해 별도의 소결 공정이나 소결 이후의 후속 열처리, 어닐링 등의 공정을 수행할 필요가 없어, 소결자석의 제조 공정이 단순화되는 이점이 있다.
이렇게 제조된 소결자석은 높은 보자력을 가져 하이브리드카 및 차세대 전기자동차용 자석으로 사용이 가능하다. 보다 구체적으로, 자동차용 모터, MRI, 발전기, 로봇, 스피커, 보이스 코일 모터 (VCM), 전자 산업, 완구류 등의 고성능의 자기 특성을 요구하는 분야에 널리 사용되고 있다.
이하 본 발명을 실시예를 참조하여 더욱 상세히 설명한다. 이러한 실시예는 본 발명의 예시일 뿐, 본 발명이 이들 실시예에 의해 한정되는 것은 아니다.
[실시예]
<실시예 1>
Nd12 .5Dy2Fe77TM2 .5B6 (원자%) 소결자석을 제조하기 위해, 각각의 금속 원료 분말을 원자비를 만족하도록 혼합하였다. 이어, 1600℃에서 용해시킨 후, 스트립 캐스팅법을 사용하여 합금 스트립을 제조하였다. 제조된 합금 스트립은 수소/탈수소처리를 통해 결정립계에 미세크랙이 형성되도록 한 후, 젯밀링을 통해 분쇄하고 평균입경 (D50) 5.0 ㎛ 입자크기를 갖는 분말로 분급하였다.
상기 얻어진 Nd12 .5Dy2Fe77TM2 .5B6 분말을 자장성형기를 이용해 20 kOe의 정자장 (static magnetic field)하에서 성형하여 20 x 12 x 15 mm3 크기의 성형체로 제조하였다. 이때 성형압력은 1.2 ton/cm2이고 성형체의 상대밀도는 58%이다.
상기 제조된 성형체를 10-6 torr 이하의 진공이 유지되는 진공로에 넣고 비등온 소결을 수행하여 소결자석을 제조하였다.
이때 소결자석 제조 시 소결 온도에 따른 밀도 및 결정립 크기 변화를 측정하여 도 3에 나타내었다.
도 3은 소결 온도에 따른 소결자석의 밀도 및 결정립 크기 변화를 보여주는 그래프로, 950℃ 이상에서 결정립 성장 속도가 서서히 증가하는 것을 확인할 수 있고 700℃ 이상의 온도에서 밀도가 증가하는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 750?1000℃ 미만의 소결온도가 결정립 성장을 억제하면서 치밀화를 유도할 수 있는 조건으로 판단된다. 이때 소결 시간의 경우 온도에 따라 다르며, 소결체가 진밀도 (상대밀도 98% 이상)를 이룰 수 있을 때까지 유지 (8?100 시간)하는 것이 바람직하다.
XRD 분석
도 4는 950?1100℃ 사이에서 소결하여 얻어진 소결자석의 XRD이다. 도 4를 통해 η상 (Nd1 .1Fe14B)의 존재를 확인할 수 있다.
모든 소결체에서 η상을 확인할 수 있으나 1050℃, 1100℃의 경우는 소결이 이미 완료된 이후 냉각과정에서 미량 형성된 것으로 이는 결정립 성장 억제에 아무런 영향을 미치지 못한다.
특히, 본 발명에서 제시하는 저온 소결 범위인 1000℃ 이하의 소결체에서는 상대적으로 많은 양의 η상이 확인되며, 소결시에 이 η상이 삼중점에 형성되어 결정립의 성장을 억제시키는 요인이 된다, 이러한 η상이 소결온도에 따른 삼중점에서 형성됨은 하기 실험예 1의 결과를 통해 확인할 수 있다.
<실험예 1>
본 발명에서 제시하는 온도 범위인 950℃의 소결 공정을 수행한 (실시예 1에서 제조된) 소결자석과, 1070℃에서 4시간 동안 소결 공정을 수행하여 얻어진 소결자석 (비교예 1) 내 결정립 및 상태를 여러 분석 장치를 통해 확인하였다.
SEM ( Scanning electron microscope ) 분석
도 5는 1070℃ (a) 및 950℃ (b)에서 소결하여 제조된 소결자석의 SEM 사진이다. 도 5의 (a) 및 (b) 모두에서 Nd-리치상을 확인하였으나, (b)에서만 η상을 확인하였다.
TEM EELS ( electron energy loss spectroscopy ) 맵핑
도 6은 실시예 1에서 제조된 소결자석의 TEM EELS 맵핑으로, (a)는 zero loss, (b) Nd, (c) Fe, (d) B를 보여주고, 도 7은 비교예 1에서 제조된 소결자석의 TEM EELS 맵핑으로, (a)는 zero loss, (b) Nd, (c) Fe, (d) B를 보여준다.
도 6 및 도 7을 참조하면, 가장 주 원소인 Nd, Fe, B의 각각의 원소에 대한 맵핑 이미지에서 1070℃와 950℃의 소결체에서 다른 Nd-리치상 구조를 가지는 것을 확인할 수 있다.
특히, 비교예 1의 1070℃의 B 맵핑 이미지(도 7의 (d))는 보론이 Nd-리치상에 매우 고르게 분포하고 있는 반면에, 본 발명에 따른 실시예 1의 경우 (950℃, 도 6의 (d), 보론이 특정지역에 집중적으로 분포하고 있으며, 그 외의 Nd-리치상에는 거의 분포하고 있지 않는다.
도 6의 (a) 내지 (c)의 경우 또한 보론 외 타 원소 (Nd, Fe)도 미미하게 다른 조성을 가짐을 확인할 수 있다. 이러한 결과를 통해, 본 발명에 따라 950℃의 저온 소결을 통해 얻어진 소결자석의 경우 삼중점 (triple point)의 Nd-리치상에 보론을 다량 함유하는 상이 형성되어 있을 것으로 예상할 수 있다.
HR - TEM 및 SAED 패턴 분석
도 8은 비교예 1에서 제조된 소결자석의 TEM 사진이고, 도 9의 (a)는 주상과 Nd-리치상의 계면을 보여주는 TEM 사진, (b)는 HR 이미지, (c)는 SAED 패턴이다.
도 10은 실시예 1에서 제조된 소결자석의 TEM 사진이고, 도 11의 (a)는 Nd-리치상과 η상의 계면을 보여주는 TEM 사진 및 SAED 패턴, (b) Nd-리치상의 TEM 사진, (c)는 Nd-리치상과 주상의 계면을 보여주는 TEM 사진, (d)는 주상의 TEM 사진 및 SAED 패턴이다.
도 8 및 9를 참조하면, 비교예 1의 1070℃에서 소결된 소결자석의 경우 Nd2Fe14B 주상 (main phase)과 Nd-리치상이 존재하고, 이들의 계면에서 Nd-리치상이 결정질의 Nd-리치상과 비정질의 Nd-리치상으로 존재함을 알 수 있다. 이는 각각의 SAED (selected area diffraction) 패턴에서도 확인할 수 있다
이와 비교하여, 본 발명에 따른 실시예 1의 950℃에서 소결된 소결자석의 경우, Nd-리치상이 두 개의 상, 즉 Nd-리치상과 η상 (Nd1 .1Fe4B4)으로 이루어짐을 알 수 있다. 또한, 도 9의 (a) 및 (d)의 SAED 패턴을 통해 Nd-리치상 및 η상 모두 결정질로 형성되어 있음을 알 수 있다.
즉, Nd-리치상이 1050℃의 소결자석의 경우 결정질과 비정질의 것으로 나뉘어 구성된 반면에, 950℃의 소결자석의 경우 모두 결정질화되어 있음을 알 수 있다. 이러한 결정립의 결정질/비정질의 차이는 1070℃에서 소결을 수행할 경우 Nd-리치상에 전반적으로 분포되어 있는 보론 원자가 Nd-리치상의 결정질화를 방해하기 때문에 비정질상이 형성되는 것으로 판단된다.
반면에, 본 발명에 따라 950℃에서 소결한 소결자석의 경우 Nd-리치상이 모두 결정화된 것은, Nd-리치상에 보론 원자가 거의 존재하지 않음을 의미한다. 이러한 결과는 보론 원자의 농도가 달라짐을 보여주는 도 6의 (d)를 통해서 알 수 있다.
결과적으로, 950℃의 소결자석의 경우 Nd2Fe14B 주상과 Nd-리치상 계면에서의 미스매치를 줄여 역자구 (reverse domain) 생성을 억제하는 역할을 하여, 보자력을 향상시킬 수 있음이 예측된다. 또한, η상이 결정질, 즉 고상 (solid phase)로 존재함으로 인해, 소결 공정에서의 결정립 성장 억제 효과를 갖는다. 구체적인 보자력 향상 효과는 하기 실험예 2를 통해 제시한다.
<실험예 2>
본 발명에 따른 η상을 포함하는 소결자석의 보자력 특성을 알아보기 위해, B-H curve tracer를 이용하여 보자력을 측정하고, 그 결과를 도 12에 나타내었다.
도 12는 1070℃ (a) 및 950℃ (b)에서 소결하여 제조된 소결자석의 보자력을 보여주는 그래프이다. 도 12를 참조하면, 950℃에서 소결한 소결자석의 경우 보자력이 23 kOe, 1070℃에서 소결한 시편의 경우 20.8 kOe로 약 2.2 kOe 보자력이 약 10% 증가한 결과를 얻었다. 이러한 결과는 삼중점에 형성된 η상 (Nd1 .1Fe4B4)이 결정립계의 이동을 방해하여 결정립 성장을 억제하였기 때문에 최종적으로 결정립 크기가 작아져 보자력이 향상된 것이다.
본 발명에 따른 소결자석은 초정밀 로봇 모터, 발전기용 영구자석, 우주항공용 고신뢰성 영구자석, 의료용기계 등 고온에서 사용되거나 높은 자기장하에서 가동되는 모터 및 영구자석으로서 높은 영구자석특성이 요구되는 모든 분야에 적용된다.

Claims (7)

  1. R2Fe14B형 화합물 결정립을 주상으로 갖는 R-Fe-B (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho)소결자석에 있어서,
    상기 주상으로 이루어진 삼중점 내 R-리치상(R2Fe14B)이 존재하고,
    상기 삼중점 내 η상(R1 .1Fe4B4) 상이 석출되어 존재하는 것인 R-Fe-B계 소결자석.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 η상은 결정질인 것인 R-Fe-B계 소결자석.
  3. 제1항에 있어서, 상기 R-Fe-B계 소결자석은 결정립 크기가 0.25 ?12.5 ㎛ 인 것인 R-Fe-B계 소결자석.
  4. R-Fe-B계 (R=Nd, Dy, Pr, Tb, Ho) 분말을 이용하여 소결을 통해 R-Fe-B계 소결자석을 제조하는 방법에 있어서,
    상기 소결은 진공 하에 750?1000℃에서 8?100 시간 동안 저온 소결을 수행하는 제1항의 R-Fe-B계 소결자석의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서, 상기 R-Fe-B계 분말은 입자 크기가 0.2?10.0 ㎛ 이하인 것을 사용하는 것인 R-Fe-B계 소결자석의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서, R-Fe-B계 분말로부터 소결자석의 결정립 크기가 최대 125% 이하로 성장한 것인 R-Fe-B계 소결자석의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서, 상기 저온 소결은 10-4?10-6 Torr의 진공에서 750?1000℃에서 8?100 시간 동안 수행하는 것인 R-Fe-B계 소결자석의 제조방법.
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