KR20120116118A - Ｒ-Ｆｅ-Ｂ 희토류 소결자석의 제조방법 - Google Patents

Ｒ-Ｆｅ-Ｂ 희토류 소결자석의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명에 따른 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법은, R-Fe-B 조성의 합금 스트립(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 제조하는 단계; 상기 합금 스트립에 대해 350 내지 450 ℃ 범위의 수소처리온도에서 수소 처리를 수행하는 단계; 상기 합금 스트립에 대해 탈수소 처리를 수행하는 단계; 상기 합금 스트립을 분쇄하여 자석 분말을 형성하는 단계; 상기 자석 분말을 소결하는 단계; 및 상기 소결 단계에서 얻은 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함한다.

Description

Ｒ-Ｆｅ-Ｂ 희토류 소결자석의 제조방법{Method for manufacturing R-Fe-B rare earth sintered magnet}
본 발명은, 소결자석의 제조방법에 관한 것으로, 더 상세하게는, R-Fe-B계 소결자석의 제조방법에 관한 것이다.
R-Fe-B 소결자석(여기서, 'R'은 네오디뮴(Nd), 디스프로슘(Dy), 테르븀(Tb) 등의 희토류 원소 또는 이들 희토류 원소의 조합)은 지금까지 알려진 자석 중에서 가장 높은 최대자기 에너지적((BH)max)을 갖는 자석으로 부품의 소형화, 경량화에 적합하여 VCM, 핸드폰, 오디오 시스템, 네비게이션 등에 폭넓게 응용되어 왔다. 따라서 그동안 더 높은 최대자기 에너지적((BH)max)을 갖는 자석을 개발하기 위한 연구가 활발히 진행되어 왔고, 이미 58 MGOe를 상회하는 고특성 R-Fe-B 소결자석이 개발된 바 있다.
한편, 최근 에너지 저감 및 환경친화형 녹색성장사업이 이슈화되면서, 자동차산업에서는 전기모터를 사용하는 하이브리드 자동차와 전기자동차에 대한 연구가 활발히 진행되고 있다. 이들 자동차들은 공통적으로 전기에너지를 이용하여 구동되기 때문에 영구자석형 모터 및 발전기가 채용되고 있고, 자동차 부품의 소형ㆍ경량화와 에너지 효율 향상을 위하여 더 높은 성능의 희토류 영구자석을 요구하고 있다.
자석이 고온(200 ~ 220 ℃)에서 구동되는 하이브리드 자동차의 모터에 적용되기 위해서는 높은 열적 능력을 필요로 한다. 그러나 R-Fe-B 소결자석은 큐리온도가 낮고, 보자력의 온도계수(≒ 0.55 %/℃)가 커서 높은 온도에서 보자력이 크게 감소하는 단점이 있다. 이러한 단점은 이방성 자장이 큰 Dy 또는 Tb를 첨가하여 보자력을 향상시킴으로써 극복할 수 있다.
그런데, 이러한 중희토류 원소는 Fe와 반강자성결합을 하게 되어 포화자화값을 낮추게 되고, 결국 자석의 (BH)max 값이 감소하게 된다. 또한 네오디뮴(Nd)에 비해 상당히 고가이며 매장량도 많지 않아 현재와 같은 추세로 사용된다면 자원고갈을 야기할 수도 있다. 따라서 Dy 또는 Tb의 함량을 줄이면서도, 소결자석의 보자력을 증가시키기 위한 연구가 활발히 진행되고 있다
본 발명의 목적은, 소결자석 내의 디스프로슘(Dy) 등의 희토류 원소의 함량을 줄이면서도 소결자석의 보자력을 향상시킬 수 있는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적은, 본 발명에 따라, R-Fe-B 조성의 합금 스트립(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 제조하는 단계; 상기 합금 스트립에 대해 350 내지 450 ℃ 범위의 수소처리온도에서 수소 처리를 수행하는 단계; 상기 합금 스트립에 대해 탈수소 처리를 수행하는 단계; 상기 합금 스트립을 분쇄하여 자석 분말을 형성하는 단계; 상기 자석 분말을 소결하는 단계; 및 상기 소결 단계에서 얻은 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법에 의해 달성된다.
상기 수소 처리 단계는, 상기 합금 스트립이 장입된 챔버에 수소를 주입하는 단계; 및 상기 챔버 내의 온도를 상기 수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간 동안 상기 수소처리온도를 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 수소 처리 단계는, 상기 수소처리온도 유지 단계 후에, 상기 챔버에 불활성기체를 주입하여 상기 합금 스트립을 냉각시키는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 탈수소 처리 단계는, 상기 챔버 내의 온도를 500 내지 600 ℃ 범위의 탈수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간 동안 상기 탈수소처리온도를 유지하는 단계; 및 상기 챔버에 불활성기체를 주입하여 상기 합금 스트립을 냉각시키는 단계를 포함할 수 있다.
상기 소결 단계는, 상기 자석 분말을 1040 내지 1090 ℃ 범위의 소결온도로 가열하여 상기 자석 분말을 소결할 수 있다.
상기 열처리 단계는, 800 내지 900 ℃ 범위의 제1 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계; 상기 제1 열처리 단계 후에, 520 내지 550 ℃ 범위의 제2 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계; 및 상기 제2 열처리 단계 후에, 450 내지 510 ℃ 범위의 제3 열처리온도에서 열처리를 수행하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 목적은, 본 발명에 따라, R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 마련하는 단계; 상기 자석 분말을 1040 내지 1090 ℃ 범위의 소결온도로 가열하여 상기 자석 분말을 소결하는 단계; 상기 소결 단계에서 얻은 소결자석에 대해 800 내지 900 ℃ 범위의 제1 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계; 상기 제1 열처리 단계 후에, 520 내지 550 ℃ 범위의 제2 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계; 및 상기 제2 열처리 단계 후에, 450 내지 510 ℃ 범위의 제3 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제3 열처리 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법에 의해서도 달성된다.
본 발명은, R-Fe-B계 자석 분말에 대한 수소 처리 공정 및/또는 소결자석에 대한 열 처리 공정을 개선함으로써, 소결자석 내의 디스프로슘(Dy) 등의 희토류 원소의 함량을 줄이면서도 소결자석의 보자력을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 희토류 소결자석의 제조방법의 개략적인 흐름도이다.
도 2는 도 1에서 수소 처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이다.
도 3은 도 1에서 탈수소 처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이다.
도 4는 도 1에서 열처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이다.
도 5는 도 1에서 소결 단계와 열처리 단계에서 시간에 따른 온도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 6은 수소처리온도를 20 ℃에서 500 ℃까지 변화시키면서 제조한 자석 분말로 제조한 소결자석의 감자곡선을 나타낸다.
도 7은 수소처리온도에 따라 자석 분말의 형태가 미시적으로 변화하는 것을 나타낸 개략도이다.
도 8 및 도 9는 열처리온도에 따른 소결자석의 보자력의 변화를 나타낸다.
도 10은 수소 처리 및 열 처리 실험의 결과들을 종합한 결과를 나타낸다.
본 발명과 본 발명의 동작상의 이점 및 본 발명의 실시에 의하여 달성되는 목적을 충분히 이해하기 위해서는 본 발명의 바람직한 실시예를 예시하는 첨부 도면 및 첨부 도면에 기재된 내용을 참조하여야만 한다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 설명함으로써, 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 본 발명을 설명함에 있어서 이미 공지된 기능 혹은 구성에 대한 설명은, 본 발명의 요지를 명료하게 하기 위하여 생략하기로 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 희토류 소결자석의 제조방법의 개략적인 흐름도이고, 도 2는 도 1에서 수소 처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이며, 도 3은 도 1에서 탈수소 처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이고, 도 4는 도 1에서 열처리 단계를 설명하기 위한 흐름도이다. 또한, 도 5는 도 1에서 소결 단계와 열처리 단계에서 시간에 따른 온도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 1을 참조하면, 본 실시예에 따른 희토류 소결자석의 제조방법은, R-Fe-B계 자석 분말을 마련하는 단계(S100)와, 자석 분말을 소결하는 단계(S200)와, 소결된 자석에 대해 열처리를 수행하는 단계(S300)를 포함할 수 있다. 여기서, 'R'은 네오디뮴(Nd, neodymium), 디스프로슘(Dy, dysprosium), 테르븀(Tb, terbium) 등의 희토류 원소 또는 이들 희토류 원소의 조합을 나타낸다.
먼저, R-Fe-B계 자석 분말을 마련하는 단계(S100)는, 도 1에 도시된 바와 같이, R-Fe-B 조성의 합금 스트립을 제조하는 단계(S110)와, 제조된 합금 스트립에 대해 350 내지 450 ℃ 범위의 수소처리온도에서 수소 처리를 수행하는 단계(S120)와, 수소 처리된 합금 스트립에 대해 탈수소 처리를 수행하는 단계(S130)와, 탈수소 처리된 합금 스트립을 분쇄하여 자석 분말을 형성하는 단계(S140)를 포함할 수 있다.
합금 스트립 제조 단계(S110)에서는 R-Fe-B 조성의 합금을 용해한 후 스트립 캐스터(Strip Caster)를 통해 급속 냉각하여 두께가 대략 0.2 내지 0.4 ㎜인 합금 스트립을 제조할 수 있다.
수소 처리 단계(S120)에서는 제조된 합금 스트립에 대해 미리 정해진 수소압력(예컨대, 0.1 MPa 정도)으로 바람직하게 350 내지 450 ℃(더 바람직하게는, 400 ℃ 부근) 범위의 온도에서 미리 정해진 시간(예컨대, 2시간 정도) 동안 수소 처리를 실시할 수 있다. 구체적으로, 이러한 수소 처리 단계(S120)는, 도 2에 도시된 바와 같이, S110 단계에서 제조된 합금 스트립을 소정의 챔버에 장입한 후 챔버에 진공을 형성하는 단계(S121)와, 챔버에 수소를 주입하는 단계(S123)와, 챔버 내의 온도를 350 내지 450 ℃ 범위의 수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간 동안 수소처리온도를 유지하는 단계(S125)와, 챔버에 불활성기체를 주입하여 합금 스트립을 냉각시키는 단계(S127)를 포함할 수 있다. 이때, S121 단계에서 챔버 내의 진공은 대략 1×10-3 torr 이고, S123 단계에서 수소는 대략 0.1 MPa까지 주입될 수 있다.
S125 단계에서 수소처리온도의 범위 350 내지 450 ℃(더 바람직하게는 400 ℃ 부근)는 본 발명에서 중요한 기술적 의미를 갖는다. 이는 20 내지 500 ℃ 범위 내에서 수소처리온도를 변화시켜 반복하여 실험한 결과에 의한 것으로, 수소처리온도가 증가할수록 소결자석의 잔류자화값은 유사하지만 소결자석의 보자력이 증가하는 경향을 보이면서 400 ℃ 부근에서 수소 처리한 자석 분말을 사용한 경우 다른 경우보다 1 kOe 이상 증가한 보자력값을 얻을 수 있는 반면, 500 ℃ 부근에서 수소 처리한 경우에는 다시 보자력이 감소하였기 때문이다. 이에 대한 더 자세한 사항은 후술할 실험예들을 통해 설명하기로 한다.
S127 단계에서는 챔버 내부로 아르곤(Ar) 등의 불활성기체를 주입하여 합금 스트립을 챔버 내에서 냉각시키는데, 이때, 합금 스트립을 냉각시키는 냉매로 불활성기체를 사용하는 것은 냉각 과정에서 불필요한 화학 반응의 발생을 억제하기 위함이다.
탈수소 처리 단계(S130)에서는 수소 처리된 합금 스트립에 대해 진공 상태의 챔버에서 바람직하게 500 내지 600 ℃ 범위(더 바람직하게는 550 ℃ 부근)의 탈수소처리온도까지 가열하여 합금 스트립에 흡수된 수소를 제거할 수 있다. 구체적으로, 이러한 탈수소 처리 단계(S130)는, 도 3에 도시된 바와 같이, 챔버에 진공을 형성하는 단계(S131)와, 챔버 내의 온도를 500 내지 600 ℃ 범위의 탈수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간(예컨대, 10시간) 동안 탈수소처리온도를 유지하는 단계(S133)와, 챔버에 불활성기체를 주입하여 합금 스트립을 냉각시키는 단계(S135)를 포함할 수 있다.
합금 스트립 분쇄 단계(S140)에서는 탈수소 처리된 합금 스트립을 평균입자크기 3 내지 7 ㎛의 분말로 분쇄하여 자석 분말을 형성할 수 있다. 즉, 자석 분말은 이후 소결 단계(S200)가 원활히 진행될 수 있도록 3 내지 7 ㎛의 평균입자크기를 갖는 것이 바람직하다.
다음으로, 위의 S110 단계 내지 S140 단계를 거쳐 마련된 자석 분말을 진공 상태에서 소결하는 단계가 수행될 수 있다(S200). 구체적으로, 소결 단계(S200)에서는 자석 분말을 바람직하게 1040 내지 1090 ℃ 범위의 소결온도로 미리 정해진 시간(예컨대, 4시간) 동안 가열하여 자석 분말을 소결할 수 있다(도 5 참조). 이러한 소결 단계(S200)는 당해 기술분야에서 잘 알려져 있는 공정으로, 이에 대한 상세한 설명은 생략하기로 한다. 한편, 이러한 소결 단계(S200)에 앞서, 이방성 자석 분말의 경우에는 S100 단계에서 얻어진 자석 분말을 일정 크기의 자장(예컨대, 1.9 T)하에서 일축자장성형을 하는 단계(미도시)가 더 수행될 수 있다.
다음으로, 위의 S200 단계에서 얻은 소결체(소결자석)에 대해 진공 상태에서 열처리를 수행하는 단계가 수행될 수 있다(S300). 본 실시예에서 열처리 단계(S300)는 한번에 걸쳐 수행되는 것이 아니라, 서로 다른 열처리온도를 갖는 3 단계의 열처리를 포함하는 것을 특징으로 한다. 구체적으로, 이러한 열처리 단계(S300)는, 도 4 및 도 5에 도시된 바와 같이, 800 내지 900 ℃ 범위(더 바람직하게는 850 ℃ 부근)의 제1 열처리온도에서 미리 정해진 시간(예컨대 2시간) 동안 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계(S310)와, 520 내지 550 ℃ 범위(더 바람직하게는 530 ℃ 부근)의 제2 열처리온도에서 미리 정해진 시간(예컨대 2시간) 동안 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계(S320)와, 450 내지 510 ℃ 범위(더 바람직하게는 500 ℃ 부근)의 제3 열처리온도에서 미리 정해진 시간(예컨대 2시간) 동안 열처리를 수행하는 제3 열처리 단계(S330)를 포함할 수 있다.
이처럼, 본 실시예에 따른 희토류 소결자석의 제조방법은, 서로 다른 열처리온도 범위를 갖는 3 단계의 열처리를 수행함으로써, 소결자석 내의 디스프로슘(Dy) 등의 희토류 원소의 함량을 늘리지 않으면서도 소결자석의 보자력을 더욱 향상시킬 수 있으며, 특히 각 열처리 단계에서 열처리온도의 범위는 보자력 증가 정도에 있어서 중요한 기술적 의미를 갖는데, 이에 대해서는 후술할 실험예들을 통해 상세히 설명하기로 한다.
이하, 도 6 내지 도 10을 참조하여 본 실시예에 따른 희토류 소결자석의 제조방법의 작용효과를 실험예들을 통해 상세히 설명하기로 한다. 도 6은 수소처리온도를 20 ℃에서 500 ℃까지 변화시키면서 제조한 자석 분말로 제조한 소결자석의 감자곡선을 나타내고, 도 7은 수소처리온도에 따라 자석 분말의 형태가 미시적으로 변화하는 것을 나타낸 개략도이며, 도 8 및 도 9는 열처리온도에 따른 소결자석의 보자력의 변화를 나타낸다. 그리고, 도 10은 수소 처리 및 열 처리 실험의 결과들을 종합한 결과를 나타낸다.
(1) 실험 방법
본 실험예에서는 Nd24 .5Dy8 .1Febal .B1 조성의 합금을 용해한 후 스트립 캐스터를 통해 급속 냉각하여 두께가 약 0.2 ~ 0.4 mm인 합금 스트립을 제조하였다. 이때, 화학식의 아래 첨자는 wt%의 단위를 갖는다. 제조된 합금 스트립은 0.1 MPa의 수소압력으로 20 내지 500 ℃의 범위에서 각각 2시간 동안 수소처리를 실시한 후 진공 상태에서 550 ℃의 온도로 가열하여 수소를 제거하여 최적의 수소처리조건을 도출하고자 하였다. 수소/탈수소 처리한 합금 스트립은 제트 밀(jet mill)을 이용하여 분쇄하였으며 약 5 ~ 6 ㎛의 자석 분말을 제조하였다. 이렇게 제조된 자석 분말은 1.9 T의 자장하에서 일축자장성형을 한 후, 1070 ℃에서 4시간 동안 진공 소결을 하였다. 소결 후에는 850 ℃에서 2시간 동안 제1 열처리를 하였고, 이어서 제2 열처리 및 제3 열처리는 500 내지 590 ℃ 및 485 내지 515 ℃의 범위에서 각각 2시간 동안 진공 상태에서 실시하여 최적의 열처리조건을 도출하고자 하였다. 참고로, 제조된 자석 분말의 형상과 분포, 소결체의 미세구조는 주사전자현미경(Scanning electron microscopy; Hitachi S-3000N)을 통하여 분석하였고, 소결체(소결자석)의 자기특성은 BH loop tracer (Magnet physik Permagraph C-300)를 이용하여 측정하였다.
(2) 실험 결과 분석
도 6은 수소처리온도를 20 ℃에서 500 ℃까지 변화시키면서 제조한 자석 분말로 제조한 소결자석의 감자곡선을 나타낸다. 도 6을 참조하면, 수소처리온도가 증가할수록, 잔류자화값은 유사한 반면, 보자력은 증가하는 경향을 보이면서 400 ℃ 부근에서 수소 처리한 자석 분말을 사용한 경우 다른 경우보다 1 kOe 이상 증가한 보자력값을 나타내고 있다. 그러나 500 ℃ 부근에서 수소 처리하였을 때에는 다시 보자력이 감소하였다.
위와 같은 실험 결과는 수소처리온도가 변화함에 따라 자석 분말의 형태가 도 7에 도시된 바와 같이 미시적으로 변화하고 이러한 변화가 자석 분말의 내/외부 간 불균일한 수소흡수의 정도를 결정하기 때문인 것으로 판단된다. 즉, 25 내지 300 ℃에서 수소 처리한 후 제조된 자석 분말은 역자구 생성의 원인이 되는 Nd-rich상이 어느 정도 자석 분말의 입자 내부에 포함되면서 분쇄가 이루어지는데 비해, 400 ℃ 부근에서 수소 처리된 자석 분말은 그러한 부분이 없이 자석 분말의 외부에 Nd-rich상이 비교적 고르게 분포하여 소결 후 보다 균일하게 자기 절연층이 형성되기 때문에 보자력이 증가한 것으로 판단된다. 반면, 500 ℃ 이상에서 수소 처리한 경우에는 Nd-rich상의 분리가 지나치게 일어나면서 많은 부분이 독립된 미분으로 존재하면서 분쇄 과정에서 이탈되거나 소결 후 Nd-rich pocket 형태로 존재하면서 보자력 증가에 크게 기여하지 못한 것으로 판단된다.
도 8 및 도 9는 열처리온도에 따른 소결자석의 보자력의 변화를 나타낸다. 구체적으로, 도 8은 제1 열처리온도를 850 ℃, 제3 열처리온도를 500 ℃로 고정한 후, 제2 열처리온도만을 500 내지 590 ℃ 범위에서 변화시키면서 열처리를 실시한 결과를 나타낸다. 도 8을 참조하면, 제2 열처리 단계를 530 ℃ 부근에서 실시하였을 때 가장 우수한 보자력을 얻을 수 있었다. 또한, 도 9는 도 8에서 가장 우수한 결과를 보인 530 ℃에서 2차 열처리 단계를 실시한 후 제3 열처리온도를 변화시킨 결과를 나타낸다. 도 9를 참조하면, 제3 열처리 단계를 500 ℃ 부근에서 실시하였을 때 가장 큰 보자력을 얻을 수 있었다. 그러나 잔류자속밀도는 열처리온도의 변화에 관계없이 큰 차이를 나타내지 않았다.
일반적으로, Nd-Fe-B 소결자석의 보자력이 500 ℃ 부근의 추가적인 열처리에 의해서 크게 증가하는 것은 마그네틱 디커플링(magnetic decoupling)에 의해 보자력을 생성하는데 필수적인 Nd-rich 계면상에서의 구조, 화학적 변화, 특히 Nd산화물의 형성과 깊은 관계가 있는 것으로 알려져 있다.
따라서, 보자력 형성에 중요한 온도 구역인 500 ℃ 부근에서의 열처리를 위와 같이 제2 열처리 단계와 제3 열처리 단계로 세분하여 실시하였을 때 보자력이 보다 증가한 것은, 입방체형(cubic type) Nd2O3의 형성이 보다 원활하게 일어났기 때문인 것으로 판단된다.
도 10은 위에서 언급한 수소 처리 및 열 처리 실험의 결과들을 종합한 결과를 나타낸다. 도 10을 참조하면, 잔류자속밀도의 변화는 거의 없었으며, 수소 처리를 400 ℃에서 실시한 자석 분말을 이용하여 제조한 소결자석의 보자력은 약 1.2 kOe 증가하였고(도 10의 (b)), 최적화된 수소처리조건과 열처리조건을 결합한, 수소 처리를 400 ℃에서 실시하고, 530 ℃에서 제2 열처리 단계를, 500 ℃에서 제3 열처리 단계를 실시한 경우 보자력이 약 2.2 kOe 증가하는 것(도 10의 (c))을 알 수 있었다.
위와 같이 수소 처리 및 열 처리의 공정 개선에 의해 보자력이 증가함으로써 Dy의 함량을 1.7 wt% 감소시키고도, 보자력 30 kOe 이상, 최대자기 에너지적 35 MGOe 이상, 영구자석 성능지수 65 이상의 특성을 얻을 수 있었다.
본 발명은 전술한 실시예들에 한정되는 것이 아니고, 본 발명의 사상 및 범위를 벗어나지 않고 다양하게 수정 및 변형할 수 있음은 이 기술의 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 자명하다. 따라서 그러한 수정예 또는 변형예들은 본 발명의 특허청구범위에 속한다 하여야 할 것이다.

Claims (7)

  1. R-Fe-B 조성의 합금 스트립(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 제조하는 단계;
    상기 합금 스트립에 대해 350 내지 450 ℃ 범위의 수소처리온도에서 수소 처리를 수행하는 단계;
    상기 합금 스트립에 대해 탈수소 처리를 수행하는 단계;
    상기 합금 스트립을 분쇄하여 자석 분말을 형성하는 단계;
    상기 자석 분말을 소결하는 단계; 및
    상기 소결 단계에서 얻은 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 수소 처리 단계는,
    상기 합금 스트립이 장입된 챔버에 수소를 주입하는 단계; 및
    상기 챔버 내의 온도를 상기 수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간 동안 상기 수소처리온도를 유지하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 수소 처리 단계는,
    상기 수소처리온도 유지 단계 후에, 상기 챔버에 불활성기체를 주입하여 상기 합금 스트립을 냉각시키는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서,
    상기 탈수소 처리 단계는,
    상기 챔버 내의 온도를 500 내지 600 ℃ 범위의 탈수소처리온도까지 가열한 후 미리 정해진 시간 동안 상기 탈수소처리온도를 유지하는 단계; 및
    상기 챔버에 불활성기체를 주입하여 상기 합금 스트립을 냉각시키는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 소결 단계는,
    상기 자석 분말을 1040 내지 1090 ℃ 범위의 소결온도로 가열하여 상기 자석 분말을 소결하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열처리 단계는,
    800 내지 900 ℃ 범위의 제1 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계;
    상기 제1 열처리 단계 후에, 520 내지 550 ℃ 범위의 제2 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계; 및
    상기 제2 열처리 단계 후에, 450 내지 510 ℃ 범위의 제3 열처리온도에서 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
  7. R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 마련하는 단계;
    상기 자석 분말을 1040 내지 1090 ℃ 범위의 소결온도로 가열하여 상기 자석 분말을 소결하는 단계;
    상기 소결 단계에서 얻은 소결자석에 대해 800 내지 900 ℃ 범위의 제1 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계;
    상기 제1 열처리 단계 후에, 520 내지 550 ℃ 범위의 제2 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계; 및
    상기 제2 열처리 단계 후에, 450 내지 510 ℃ 범위의 제3 열처리온도에서 열처리를 수행하는 제3 열처리 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 R-Fe-B 희토류 소결자석의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2017018605A1 (ko) * 2015-07-28 2017-02-02 선문대학교 산학협력단 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따른 희토류 소결자석

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