WO2017018605A1 - 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따른 희토류 소결자석 - Google Patents

융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따른 희토류 소결자석 Download PDF

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powder
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sintered magnet
heat treatment
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장태석
이민우
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선문대학교 산학협력단
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    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to a rare earth sintered magnet manufacturing method, and more particularly to improve the coercive force of the rare earth sintered magnet to produce a rare earth sintered magnet by applying a grain boundary diffusion method to coat and diffuse the heavy rare earth element on the surface of the sintered magnet It is about a method.
  • R-Fe-B rare earth sintered magnet (where 'R' is a rare earth element or a combination of rare earth elements such as neodymium (Nd), dysprosium (Dy), terbium (Tb)), and Alnico and Ferrite.
  • 'R' is a rare earth element or a combination of rare earth elements such as neodymium (Nd), dysprosium (Dy), terbium (Tb)), and Alnico and Ferrite.
  • the permanent magnets such as samarium-cobalt (SmCo 5 ), because of its excellent magnetic properties are widely used in all industries.
  • the coercive force depends on the inverse apoptosis at the grain boundary and the ease of transfer. In other words, the coercivity is low when the generation and transition of the inverse sphere occurs easily, and the coercivity is high when the reverse direction. Since the coercive force of the R-Fe-B sintered magnet is determined by the physical and histological properties at the interfacial region, the coercive force can be improved by suppressing the formation and transition of inverse spheres in this region.
  • heavy rare earth elements such as dysprosium (Dy), which are essential for improving the coercive force of R-Fe-B sintered magnets, are concentrated in the vicinity of the grain boundary, i.e., on the surface of the ferromagnetic grains, so that the grains are surrounded by a layer having high magnetic anisotropy.
  • This allows the core-shell type structure to be formed, and it is possible to obtain a high coercivity while significantly reducing the amount of use rather than adding heavy rare earth elements in the master alloy melting process to distribute evenly throughout the magnet.
  • Grain Boundary Diffusion Process GBDP
  • This method utilizes a very high chemical reactivity of the interfacial phase in the sintered magnet, thereby introducing heavy rare earth elements on the surface of the sintered magnet.
  • a method of coating or applying pure metal or compound to the magnet surface by sputtering or electrolytic deposition for interfacial diffusion along the interface by heat treatment, and evaporating heavy rare earth elements to diffuse the surface are manufactured. Since the density of the sintered magnet is almost completely densified (90% or more), it is difficult to diffuse heavy rare earth elements to the inner center of the magnet.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a rare earth sintered magnet which can improve the coercive force of the sintered magnet by allowing the heavy rare earth element to diffuse efficiently on the interface of the sintered magnet.
  • the object is, according to the present invention, heating the R-Fe-B-based magnetic powder (wherein 'R' is a rare earth element or a combination of rare earth elements) to a predetermined temperature to generate a sintered magnet; Coating a surface of the resulting sintered magnet with a coating solution prepared by mixing heavy rare earth powder and melting point depleting element powder in a solvent; And it is achieved by the method of producing a rare earth sintered magnet using a melting point drop element and the rare earth sintered magnet prepared according to the step of performing a heat treatment for the coated sintered magnet.
  • the heavy rare earth powder is provided as a heavy rare earth compound
  • X B, C
  • the melting point depleting element powder may include copper powder or aluminum powder.
  • the heavy rare earth powder is DyH 2 powder
  • the melting point depleting element powder is copper powder
  • the coating solution the total weight of the DyH 2 powder 20 to 60% by weight and the copper powder It may comprise 3 to 6% by weight.
  • the heavy rare earth powder is DyH 2 powder
  • the melting point drop element powder is aluminum powder
  • the coating solution 20 to 60% by weight of the DyH 2 powder and the aluminum powder with respect to the total weight It may comprise 3 to 6% by weight.
  • the heat treatment step may include a first heat treatment step of performing heat treatment at a first heat treatment temperature in the range of 790 to 910 ° C.
  • the heat treatment step may include a second heat treatment step of performing heat treatment at a second heat treatment temperature in the range of 450 to 550 ° C. after the first heat treatment step.
  • the present invention in applying a grain boundary diffusion method in which a heavy rare earth element is coated on the surface of a sintered magnet and diffused in order to improve the coercive force, by adding a melting point drop element to a coating solution for coating the heavy rare earth element on the surface of the sintered magnet, the coercive force of the rare earth sintered magnet can be further increased by improving the diffusion depth of the heavy rare earth element.
  • FIG. 1 is a schematic flowchart of a method of manufacturing a rare earth sintered magnet using a melting point drop element according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic view for explaining a step of preparing a coating solution according to FIG. 1.
  • FIG. 3 is a flowchart illustrating a heat treatment performing step according to FIG. 1.
  • FIG. 4 is a mapping image comparing before / after adding copper powder and aluminum powder to the coating solution according to FIG. 2.
  • 5 is a potato curve showing the coercive force change of the sintered magnet according to the temperature for each coating solution component after the first heat treatment for the coated sintered magnet.
  • FIG. 6 is a mapping image comparing diffusion depths and diffusion behaviors of sintered magnets coated with coating solutions having different components according to FIG. 5.
  • rare earth elements such as neodymium (Nd), dysprosium (Dy) and terbium (Tb) may be selectively used in the rare earth sintered magnet according to the present invention.
  • Nd neodymium
  • Dy dysprosium
  • Tb terbium
  • Nd-Fe-B sintered magnet using neodymium (Nd) will be exemplarily described.
  • the surface of the sintered magnet subjected to the sintering process is coated with a coating solution to which the heavy rare earth element is added, and then the heavy rare earth element is diffused. Adopt the GBDP. Through this, the heavy rare earth element is formed on the surface of the sintered magnet in abundance in the outer portion of the columnar, that is to form a core-shell type structure.
  • the present invention uses a coating solution added with a melting point drop element that lowers the melting point of the interfacial phase of the sintered magnet in order to improve the diffusion depth of heavy rare earth elements in the sintered magnet in applying the grain boundary diffusion method.
  • the present invention is a coating solution prepared by mixing a melting point drop element in a powder form with a heavy rare earth powder in a solvent, and then coating the surface of the sinter magnet with a predetermined heat treatment step. By lowering the melting point, the diffusion depth in the sintered magnet of the heavy rare earth element included in the heavy rare earth powder can be further improved.
  • a grain boundary refers to a secondary phase surrounding a main phase (ie, a primary phase), or may refer to an Nd-rich phase or a triple junction phase.
  • the diffusion depth is reduced by uniformly diffusing the heavy rare earth element into the sintered magnet along the grain boundary and enclosing the ferromagnetic grains in a layer having high magnetic anisotropy. It can be improved and coercivity can be increased.
  • FIG. 1 is a schematic flowchart of a method of manufacturing a rare earth sintered magnet using a melting point drop element according to an embodiment of the present invention
  • Figure 2 is a schematic diagram for explaining the step of preparing a coating solution in Figure 1
  • Figure 3 1 is a flowchart illustrating a heat treatment step.
  • a step (S110) of heating the R-Fe-B-based magnet powder to a predetermined temperature to generate a sintered magnet is performed.
  • the R-Fe-B-based magnet powder may be prepared by manufacturing an alloy strip, performing hydrotreating and dehydrogenation on the prepared alloy strip, and then grinding the alloy strip.
  • the magnetic powder is used by grinding to a predetermined size or less, the grinding operation may be made by a mill, such as a jet mill, a ball mill.
  • the preset temperature that is, the sintering temperature preferably has a range from 1000 to 1100 °C.
  • a step (S120) of preparing a coating solution by mixing the heavy rare earth powder and the melting point drop element powder in a solvent is a step (S120) of preparing a coating solution by mixing the heavy rare earth powder and the melting point drop element powder in a solvent.
  • the heavy rare earth powder used in the step of preparing the coating solution of the present invention may be selectively provided as a heavy rare earth compound or a heavy rare earth alloy powder.
  • the heavy rare earth powder is preferably provided as dysprosium hydride powder (DyH 2 powder) in the heavy rare earth compound, but the present invention is not limited thereto.
  • the melting point depleting element powder is preferably provided as copper powder or aluminum powder.
  • the melting point drop element refers to an element that lowers the melting point of the grain boundary of the sintered magnet in order to improve the diffusion depth of the heavy rare earth element in the sintered magnet in applying the grain boundary diffusion method.
  • the interfacial phase refers to a secondary phase, which is an outer portion of the main phase surrounding the main phase (ie, the primary phase) of the sintered magnet, and may be referred to as an Nd-rich phase in one embodiment of the present invention.
  • the melting point drop element should be selected in consideration of the fact that the melting point is relatively lower than that of the sintered magnet, does not adversely affect other magnetic properties of the sintered magnet, and solubility with the columnar. Based on these selection criteria, it is judged that copper (Cu) or aluminum (Al) is the most suitable melting point drop element in the present invention.
  • the present invention is a coating solution prepared by mixing the melting point drop element with a heavy rare earth powder in the form of a powder on the surface of the sintered magnet after the predetermined heat treatment step, the melting point drop element is the melting point on the interface of the sintered magnet It is possible to further improve the diffusion depth in the sintered magnet of the heavy rare earth elements, such as dysprosium (Dy) contained in the heavy rare earth powder by lowering.
  • the heavy rare earth elements such as dysprosium (Dy) contained in the heavy rare earth powder
  • the melting point lowering element lowers the melting point of the interfacial phase surrounding the main phase of the sintered magnet and serves as a carrier to enhance coercive force by diffusing dysprosium (Dy) added to the heavy rare earth powder to the inside of the magnet.
  • Dy dysprosium
  • the reason for this phenomenon is that, in the heat treatment step (S140), the coating solution to which the melting point lowering element is added lowers the melting point of the interfacial phase, thereby forming the liquid phase more quickly, thereby improving the microstructure in the sintered magnet and thereby dysprosium (Dy).
  • the depth of diffusion can be deepened.
  • the solvent serves to melt and mix the heavy rare earth powder and the melting point drop element powder.
  • the solvent may be used anhydrous alcohol, but is not limited thereto.
  • the solvent mixed with the heavy rare earth powder and the melting point drop element powder may be coated on the surface of the sintered magnet and then dried in a vacuum to be removed.
  • the coating solution according to the present invention includes 20 to 60% by weight of DyH 2 powder and 3 to 6% by weight of copper powder, or 20 to 60% by weight of DyH 2 powder and 3 to 6% by weight of aluminum powder. It is preferable to include. That is, the copper powder or the aluminum powder is preferably added in a weight ratio of 0.01 to 0.04 to the DyH 2 powder in the coating solution according to the present invention.
  • the step (S130) of coating the surface of the sintered magnet with the coating solution prepared in step S120 is performed. That is, in this step (S130), the surface of the sintered magnet is coated using a coating solution prepared by mixing heavy rare earth powder and melting point depleting element powder in a solvent.
  • the surface of the sintered magnet may be coated by a dipping method in which the sintered magnet is dipped in a coating solution and then taken out and dried.
  • the coating step S130 may be applied to various other coating methods in addition to the dipping method.
  • a step (S140) of performing heat treatment on the sintered magnet coated in step S130 is performed.
  • the heat treatment step (S140) of the present invention is 450 after the first heat treatment step (S141) and the first heat treatment step (S141) to perform a heat treatment at a first heat treatment temperature range of 790 ⁇ 910 °C as shown in FIG. It may include a second heat treatment step (S142) to perform a heat treatment at a second heat treatment temperature in the range of 550 °C.
  • the first heat treatment step (S141) preferably has a range of 790 to 910 °C
  • the second heat treatment step (S142) preferably has a range of 450 to 550 °C. This is because the diffusion effect of diffusing the heavy rare earth elements contained in the heavy rare earth powder on the surface of the sintered magnet in this temperature range proceeds smoothly. That is, the heat treatment step (S140) of the present invention may perform a heat treatment of the sintered magnet coated from the coating step (S130).
  • the heat treatment step (S140) through the heat treatment of the coated sintered magnet it can diffuse the heavy rare earth element, that is, dysprosium (Dy) along the interface of the large chemical reaction stones.
  • the heavy rare earth element that is, dysprosium (Dy)
  • the present invention may include a rare earth sintered magnet produced by the above-described manufacturing method.
  • FIG. 4 is a mapping image comparing before / after adding copper powder and aluminum powder to the coating solution according to FIG. 2, and FIG. 5 is sintering according to the temperature of each coating solution component after primary heat treatment for the coated sintered magnet.
  • FIG. 6 is a mapping image comparing the diffusion depth and the diffusion behavior of the sintered magnet coated with a coating solution of different components according to Figure 5
  • Figure 7 is a copper powder and aluminum powder Mapping image showing the internal microstructure of the sintered magnet in the added state
  • Figure 8 is a time-temperature graph showing the reason that the copper powder and aluminum powder has a different diffusion depth in the sintered magnet.
  • an alloy strip was prepared by dissolving an alloy having a composition of 29.00Nd 3.00Dy bal.Fe 0.97B 2.39M and rapidly cooling it through a strip caster.
  • the prepared alloy strip was hydrogenated at 400 ° C. for 2 hours at a hydrogen pressure of 0.12 MPa, and then heated under vacuum to remove hydrogen.
  • Hydrogen / dehydrogenated alloy strips were prepared by grinding magnetic powder at 6000 rpm using a jet mill. The mixed powder is subjected to uniaxial magnetic field molding under a magnetic field of 2.2 T, followed by vacuum sintering at 1060 ° C. for 4 hours to prepare a sintered magnet.
  • the sintered magnets were immersed in the coating solutions of Examples 1, 2, and Comparative Example 1, dried, and subjected to a first heat treatment at 790 to 910 ° C. for 2 hours, and a second heat treatment at 500 ° C. for 2 hours.
  • the first heat treatment temperature is to perform the experiment to perform the heat treatment for Example 1, Example 2 and Comparative Example 1 at 850 °C, 880 °C, 910 °C.
  • Example 1 Coating solution in which 1.0 g of DyH 2 powder and 0.01 to 0.04 g of copper powder were mixed in ethanol as a solvent
  • Example 2 Coating solution in which 1.0 g of DyH 2 powder and 0.01 to 0.04 g of aluminum powder were mixed in ethanol as a solvent
  • FIG. 4 is an image of before and after heat treatment so that copper and aluminum elements in Nd-Fe-B sintered magnets are immersed in a coating solution for comparison.
  • the copper element is mainly distributed at the triple point phase (TJP) and the interface.
  • TJP triple point phase
  • the aluminum element is partially diffused together in the outer portion of the columnar phase to form a core-shell type structure.
  • the reason why the core-shell type structure is formed only in the case of aluminum is considered to be that the copper has no solubility with the main phase Fe and the aluminum has some degree of solubility with the main phase.
  • the best coercive force was obtained when the first heat treatment step (S141) was performed at 880 ° C.
  • FIG. 5 the coercive force was measured during the heat treatment after the addition of the coating solution of Comparative Example 1, the coercivity of 3.8 kOe during the heat treatment after the addition of the coating solution of Example 1 The coercive force of 4.7 kOe was measured during the heat treatment after the addition of the coating solution of Example 2.
  • the coercive force is further increased when the melting point lowering element is added as in Example 1 and Example 2 than when the coating solution of Comparative Example 1, that is, the melting point lowering element is not added.
  • the coercive force is further increased when aluminum is added to the coating solution of Example 2, that is, copper than Example 1.
  • the coercive force of the first heat treatment temperature at 880 ° C was higher than that at 850 ° C or 910 ° C.
  • the coercivity increased when the melting point drop element was added (Examples 1 and 2) than when the melting point drop element was not added (Comparative Example 1), and the melting point drop element powder lowered the melting point of the Nd-rich phase during heat treatment. It is judged that the heavy rare earth element is diffused to the surface of the sintered magnet powder.
  • the coating solution of Example 1, Example 2 and Comparative Example 1 that is, the image of the components of the coating solution can be seen to map the grain boundary diffusion sintered magnet in three different conditions.
  • the diffusion depth of dysprosium (Dy) is about 90 ⁇ m, and in the case of the coating solution of Example 1, 150 ⁇ m, which is slightly improved than this, and the coercivity is increased while the diffusion depth of dysprosium (Dy) is increased.
  • the diffusion depth was 525 ⁇ m, which was about 6 times higher than that of Comparative Example 1.
  • the copper powder and aluminum powder has a different diffusion depth in the sintered magnet
  • copper is present in the solid phase within the first heat treatment temperature
  • aluminum is the first heat treatment temperature This is because it exists in the liquid phase within.
  • aluminum is present in the liquid phase within the first heat treatment temperature and reacts more actively with the Nd-rich phase to help diffuse Dysprosium (Dy) deeper into the magnet, but in the case of copper within the first heat treatment temperature It is present in the solid phase and does not greatly assist the diffusion of dysprosium (Dy).
  • the heavy rare earth element is uniformly diffused along the grain boundary into the sintered magnet so that the ferromagnetic grains are surrounded by a layer having high magnetic anisotropy, thereby improving the coercive force.
  • a melting point drop element such as copper or aluminum
  • Dysprosium (Dy) is deeply diffused to the inside of the fully densified magnet, thereby obtaining a large coercive force.
  • the present invention can be used in various industries including motors for electric vehicles in which rare earth sintered magnets are used.

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Abstract

희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따라 제조된 희토류 소결자석이 개시된다. 본 발명에 따른 희토류 소결자석의 제조방법은, R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 미리 설정된 온도로 가열하여 소결자석을 생성하는 단계, 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 상기 생성된 소결자석의 표면을 코팅하는 단계 및 상기 코팅된 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함한다.

Description

융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따른 희토류 소결자석
본 발명은 희토류 소결자석의 제조방법에 관한 것이며, 더욱 상세하게는 희토류 소결자석의 보자력을 향상시키기 위해 중희토류 원소를 소결자석의 표면에 코팅하여 확산시키는 입계확산법을 적용하여 희토류 소결자석을 제조하는 방법에 관한 것이다.
R-Fe-B 희토류 소결자석 (여기서, 'R'은 네오디뮴(Nd), 디스프로슘(Dy), 테르븀(Tb) 등의 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)은 알니코(Alnico), 페라이트(Ferrite), 사마륨-코발트(SmCo5) 등과 같은 영구자석 중에서도 매우 우수한 자성특성으로 인하여 산업 전 분야에 폭넓게 이용되고 있다.
특히, 희토류 소결자석의 응용분야 중에서도 하이브리드/전기 자동차 구동 모터의 수요가 최근 들어 급격하게 증가하고 있는데, 자석이 고온(200 내지 220℃)에서 구동되는 하이브리드/전기 자동차 구동모터에 적용 가능한 자석은 자기 에너지가 높은 R-Fe-B 소결자석 뿐이다. 그러나 R-Fe-B 소결자석은 큐리온도가 낮고, 보자력의 온도계수( 0.55 %/℃)가 커서 높은 온도에서 보자력이 크게 감소하는 단점이 있다. 이러한 단점은 이방성계수가 큰 디스프로슘(Dy) 또는 터븀(Tb) 등의 중희토류(Havy Rare Earth Element-HREE)원소를 첨가하여 보자력을 향상시킴으로써 극복할 수 있다.
이에, 소결자석에 중희토류 원소를 첨가하되, 소결자석에 첨가되는 중희토류 원소의 함량을 최소한도로 낮춰 사용대비 고효율을 내는 방향으로 연구가 활발히 수행되고 있다.
구체적으로, R-Fe-B소결자석의 결정립은 단자구 크기보다 매우 크고 결정립 내부에서의 조직학적 변화가 거의 없기 때문에, 보자력은 입계면 부위에서의 역자구생성과 전이 용이도에 따라 달라진다. 즉, 역자구의 생성과 전이가 쉽게 일어나면 보자력이 낮고, 그 반대이면 보자력이 높게 된다. 이와 같은 R-Fe-B 소결자석의 보자력은 계면부위에서의 물리적, 조직학적 특성에 의해 결정되기 때문에 이 분위에서의 역자구 생성과 전이를 억제하면 보자력을 향상시킬 수 있다.
따라서, R-Fe-B소결자석의 보자력 향상을 위하여 필수적으로 첨가하는 디스프로슘(Dy)과 같은 중희토류 원소를 입계 주변, 즉 강자성 결정립 표면 부위에만 집중 분포하도록 하여 결정립이 자기이방성이 높은 층으로 둘러싸이는 core-shell type 구조를 형성하도록 해주면, 기존과 같이 모합금 용융과정에서 중희토류 원소를 첨가하여 자석 전체에 고르게 분포하도록 하는 것보다 그 사용량을 대폭 감소하면서도 높은 보자력을 얻는 것이 가능하다.
이러한 구조를 얻기 위해 시도되고 있는 방법 중의 하나가 계면확산법(GBDP: Grain Boundary Diffusion Process)으로서, 이 방법은 소결자석 내 계면상의 화학 반응성이 매우 큰 점을 이용하여 소결자석의 표면에 중희토류 원소를 코팅한 후 열처리에 의해 계면을 따라 계면확산을 위하여 순수 메탈 또는 화합물을 자석 표면에 스퍼터 또는 전해증착을 이용해 코팅하거나 도포하는 방법과 중희토류 원소를 증발시켜 표면 확산시키는 방법 등이 이용되고 있으나 제조되고 있는 소결자석의 밀도가 90%이상으로 거의 완전 치밀화 되어있기 때문에 자석의 내부 중심까지 중희토류 원소가 확산되기 어렵다.
관련 선행기술로는 한국등록특허공보 제10-1516567호(발명의 명칭: 중희토 입계확산형 RE-Fe-B계 희토류 자석의 제조방법 및 이에 의해 제조된 중희토 입계확산형 RE-Fe-B계 희토류자석, 등록일자: 2015년 5월 15일)가 있다.
본 발명의 목적은, 중희토류 원소가 소결자석의 계면상에 효율적으로 확산되도록 하여 소결자석의 보자력을 향상시킬 수 있는 희토류 소결자석의 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적은, 본 ㅏㄹ명에 따라, R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 미리 설정된 온도로 가열하여 소결자석을 생성하는 단계; 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 상기 생성된 소결자석의 표면을 코팅하는 단계; 및 상기 코팅된 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따라 제조된 희토류 소결자석에 의해 달성된다.
바람직하게, 상기 중희토류 분말은 중희토류 화합물로 제공되고, 상기 중희토류 화합물은, R-X 화합물(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, X = 1종 이상의 H, O, N, F, B)일 수 있다.
바람직하게, 상기 중희토류 분말은 중희토류 합금분말로 제공되고, 상기 중희토류 합금분말은, R-TM(-X) 합금분말(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, TM = 1종 이상의 천이금속, X = B, C)일 수 있다.
바람직하게, 상기 융점강하원소 분말은 구리 분말을 포함하거나 알루미늄 분말을 포함할 수 있다.
바람직하게, 상기 코팅 용액에서, 상기 중희토류 분말은 DyH2 분말이고, 상기 융점강하원소 분말은 구리 분말이며, 상기 코팅 용액은, 전체 중량에 대하여 상기 DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 상기 구리 분말 3 내지 6 중량%를 포함할 수 있다.
바람직하게, 상기 코팅 용액에서, 상기 중희토류 분말은 DyH2 분말이고, 상기 융점강하원소 분말은 알루미늄 분말이며, 상기 코팅 용액은, 전체 중량에 대하여 상기 DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 상기 알루미늄 분말 3 내지 6 중량%를 포함할 수 있다.
바람직하게, 상기 열처리 단계는, 790 내지 910℃ 범위의 제1 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계를 포함할 수 있다.
바람직하게, 상기 열처리 단계는, 상기 제1 열처리 단계 후에 450 내지 550℃ 범위의 제2 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계를 포함할 수 있다.
본 발명은, 보자력을 향상시키기 위해 중희토류 원소를 소결자석의 표면에 코팅하여 확산시키는 입계확산법을 적용함에 있어서, 중희토류 원소를 소결자석의 표면에 코팅하는 코팅 용액에 융점강하원소를 첨가함으로써, 중희토류 원소의 확산 깊이를 향상시켜 희토류 소결자석의 보자력을 더욱 증가시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법의 개략적인 순서도이다.
도 2는 도 1에 따른 코팅 용액을 제조하는 단계를 설명하기 위한 모식도이다.
도 3은 도 1에 따른 열처리 수행 단계를 설명하기 위한 순서도이다.
도 4는 도 2에 따른 코팅 용액에 구리 분말 및 알루미늄 분말을 첨가하기 전/후를 비교한 매핑 이미지이다.
도 5는 코팅된 소결자석에 대해 1차 열처리 후, 코팅 용액 성분별 온도에 따른 소결자석의 보자력 변화를 나타내는 감자곡선이다.
도 6은 도 5에 따른 각기 성분이 다른 코팅 용액으로 코팅된 소결자석의 확산 깊이 및 확산거동을 비교하는 매핑 이미지이다.
도 7은 구리 분말 및 알루미늄 분말이 첨가된 상태에서의 소결자석의 내부 미세구조를 나타낸 매핑 이미지이다.
도 8은 구리 분말과 알루미늄 분말이 소결자석 내에서 서로 다른 확산 깊이를 갖게 된 근거를 보여주는 시간-온도 그래프이다.
본 발명의 이점 및/또는 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다. 다만, 본 발명을 설명함에 있어서 이미 공지된 기능 혹은 구성에 대한 설명은, 본 발명의 요지를 명료하게 하기 위하여 생략하기로 한다.
설명에 앞서, 본 발명에 따른 희토류 소결자석에는 네오디뮴(Nd), 디스프로슘(Dy), 테르븀(Tb) 등의 희토류 원소가 선택적으로 사용될 수 있다. 다만, 본 발명을 설명하고 뒷받침하기 위한 실험 예에서는 네오디뮴(Nd)을 사용한 Nd-Fe-B 소결자석에 대해 예시적으로 설명한다.
본 발명에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법에 있어서, 소결 공정이 수행된 소결자석의 표면을 중희토류 원소가 첨가된 코팅 용액으로 코팅한 다음, 중희토류 원소를 확산 처리하는 방법 즉, 입계확산법(GBDP)을 채택한다. 이를 통해, 소결자석의 표면에 중희토류 원소가 주상의 외곽부분에 풍부하게 존재하는 구조 즉, core-shell type 구조를 형성하도록 한다.
이때, 본 발명은 소결자석에 대해 입계확산법을 적용함에 있어서 소결자석 내에서 중희토류 원소의 확산 깊이를 향상시키기 위하여 소결자석의 계면상의 융점을 낮춰주는 융점강하원소를 첨가한 코팅 용액을 사용한다. 즉, 본 발명은 융점강하원소를 분말 형태로 중희토류 분말과 함께 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 소결자석의 표면에 코팅한 후 소정의 열처리 단계를 거치면서 융점강하원소가 소결자석의 계면상의 융점을 낮춰주어 중희토류 분말에 포함된 중희토류 원소의 소결자석 내의 확산 깊이를 더욱 향상시킬 수 있다.
참고로, 본 명세서 상에서, 계면상(grain boundary)은 주상(즉, 1차상)을 둘러싸는 2차상을 의미하며, 또는, Nd-rich상, 삼중점상(triple junction phase)을 의미하기도 한다.
따라서, 본 발명에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법은, 중희토류 원소를 결정립계를 따라 소결자석 내부로 균일하게 확산시켜 자기이방성이 높은 층으로 강자성 결정립이 둘러 싸이게 함으로써 확산 깊이가 향상되어 보자력이 높아질 수 있다.
하기에서는 도 1내지 도 3을 참조하여 본 발명에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법을 자세히 설명하도록 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법의 개략적인 순서도이고, 도 2는 도 1에서 코팅 용액을 제조하는 단계를 설명하기 위한 모식도이며, 도 3은 도 1에서 열처리 수행 단계를 설명하기 위한 순서도다.
도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법은, R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 미리 설정된 온도로 가열하여 소결자석을 생성하는 단계(S110), 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 생성된 소결자석의 표면을 코팅하는 단계 (S130) 및 코팅된 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계(S140)를 포함할 수 있다. 이때, 본 발명은 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 코팅 용액을 제조하는 단계(S120)를 더 포함할 수 있다.
먼저, R-Fe-B계 자석 분말을 미리 설정된 온도로 가열하여 소결자석을 생성하는 단계(S110)가 수행된다. 이때, R-Fe-B계 자석 분말은 합금 스트립을 제조하고, 제조된 합금 스트립에 대해 수소 처리 및 탈수소 처리를 수행한 후 이를 분쇄하여 마련될 수 있다. 이때, 자석 분말을 미리 정해진 크기 이하로 분쇄하여 사용되는데, 이에 대한 분쇄 작업은 제트 밀, 볼 밀 등의 미분쇄기에 의해 이루어질 수 있다. 한편, 상기 미리 설정된 온도는, 즉 소결온도는 1000 내지 1100℃ 범위를 갖는 것이 바람직하다.
다음으로, 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 코팅 용액을 제조하는 단계(S120)가 수행된다.
본 발명의 코팅 용액을 제조하는 단계(S120)에서 사용되는 중희토류 분말은 중희토류 화합물 또는 중희토류 합금분말로 제공되어 선택적으로 사용될 수 있다.이때, 중희토류 화합물은, R-X 화합물(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, X = 1종 이상의 H, O, N, F, B)이고, 중희토류 합금분말은, R-TM(-X) 합금분말(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, TM = 1종 이상의 천이금속, X = B, C)으로 마련될 수 있다. 특히, 중희토류 분말은 중희토류 화합물 중 디스프로슘 하이드라이드 분말(DyH2 분말)로 제공되는 것이 바람직하나, 본 발명은 이에 한정되지 아니한다.
융점강하원소 분말은 구리 분말 또는 알루미늄 분말로 제공되는 것이 바람직하다. 이때, 융점강하원소는 소결자석에 대해 입계확산법을 적용함에 있어서 소결자석 내에서 중희토류 원소의 확산 깊이를 향상시키기 위하여 소결자석의 계면상(grain boundary)의 융점을 낮춰주는 원소를 말한다. 계면상이라 함은 소결자석의 주상(즉, 1차상)을 둘러싼 주상의 외곽부분인 2차상을 의미하며, 본 발명의 일 실시예에서는 Nd-rich상이라고 표기될 수 있다.
본 발명에서 융점강하원소는 소결자석에 비해 상대적으로 융점이 낮을 것, 소결자석의 다른 자석특성에 부정적인 영향을 주지 않을 것, 주상과의 용해도 등을 고려하여 선정되어야 한다. 이러한 선정 기준에 입각하여 본 발명에서 융점강하원소로는 구리(Cu) 또는 알루미늄(Al)이 가장 적합하다고 판단된다. 본 발명은 이러한 융점강하원소를 분말 형태로 중희토류 분말과 함께 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 소결자석의 표면에 코팅한 후 소정의 열처리 단계를 거치면서 융점강하원소가 소결자석의 계면상의 융점을 낮춰주어 중희토류 분말에 포함된 중희토류 원소, 예컨대 디스프로슘(Dy)의 소결자석 내의 확산 깊이를 더욱 향상시킬 수 있다.
다시 말하면, 융점강하원소는 소결자석의 주상을 둘러싸고 있는 계면상의 융점을 낮춰주어 자석의 내부까지 중희토류 분말에 첨가된 디스프로슘(Dy)을 확산시킴으로써 보자력을 향상시키는데 캐리어(Carrier)의 역할을 하게 된다. 이러한 현상의 이유는, 열처리 단계(S140)시에 융점강하원소가 첨가된 코팅 용액이 계면상의 융점을 낮추게 됨으로써 액상구간을 보다 신속히 형성하게 되고 이에 따라 소결자석 내의 미세구조가 향상되어 디스프로슘(Dy)의 확산 깊이가 깊어질 수 있는 까닭이다.
용매는 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 녹여 혼합시키는 역할을 한다. 이때, 용매는 무수알콜이 사용될 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니다. 또한, 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말과 혼합된 용매는 이후 소결자석의 표면에 코팅 처리된 후 진공 상태에서 건조되어 제거될 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 코팅 용액은 전체 중량에 대하여 DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 구리 분말 3 내지 6 중량%를 포함하거나, DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 알루미늄 분말 3 내지 6 중량%를 포함하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명의 따른 코팅 용액에는 DyH2 분말에 대해 구리 분말 또는 알루미늄 분말은 0.01~0.04 중량 비율로 첨가되는 것이 바람직하다.
다음으로, 앞서 S120 단계에서 제조된 코팅 용액으로 소결자석의 표면을 코팅하는 단계(S130)가 수행된다. 즉, 이 단계(S130)에서는 중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액을 사용하여 소결자석의 표면에 대해 코팅 처리한다. 예컨대, 소결자석을 코팅 용액에 담근 후 꺼내어 건조시키는 디핑 방식으로 소결자석의 표면에 대해 코팅 처리할 수 있다. 다만, 본 발명에서 코팅 단계(S130)는 디핑 방식 이외에도 다른 다양한 코팅 방식이 적용될 수 있음은 물론이다.
마지막으로, 앞서 S130 단계에서 코팅된 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계(S140)가 수행된다. 이때, 본 발명의 열처리 단계(S140)는 도 3에 도시된 바와 같이 790 내지 910℃ 범위의 제1 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계(S141) 및 제1 열처리 단계(S141) 후에 450 내지 550℃ 범위의 제2 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계(S142)를 포함할 수 있다.
여기서, 1차 열처리 단계(S141)는 790 내지 910℃ 범위를 갖는 것이 바람직하며, 2차 열처리 단계(S142) 는 450 내지 550℃ 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이는, 이러한 온도 범위에서 중희토류 분말에 포함된 중희토류 원소를 소결자석의 표면에 확산시키는 확산작용이 원활히 진행되기 때문이다. 즉, 본 발명의 열처리 단계(S140)는 코팅처리 단계(S130)로부터 코팅된 소결자석의 열처리를 수행할 수 있다.
구체적으로, 열처리 단계(S140)에서는 코팅된 소결자석을 열처리를 통하여 화학적 반응석이 큰 계면을 따라 중희토류 원소 즉, 디스프로슘(Dy)을 확산시킬 수 있다.
이상에서는 본 발명에 따른 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법을 설명하였으며, 본 발명은 상기한 제조방법에 의해 제조된 희토류 소결자석을 포함할 수 있다.
이하, 도 4 내지 도 8을 참조하여 본 실시예에 따른 융점강하원소를 이용한 소결자석의 제조방법의 작용효과를 실험예들을 통해 상세히 설명하기로 한다. 도 4는 도 2에 따른 코팅 용액에 구리 분말 및 알루미늄 분말을 첨가하기 전/후를 비교한 매핑 이미지이고, 도 5는 코팅된 소결자석에 대해 1차 열처리 후, 코팅 용액 성분별 온도에 따른 소결자석의 보자력 변화를 나타내는 감자곡선이며, 도 6은 도 5에 따른 각기 성분이 다른 코팅 용액으로 코팅된 소결자석의 확산 깊이 및 확산거동을 비교하는 매핑 이미지이고, 도 7은 구리 분말 및 알루미늄 분말이 첨가된 상태에서의 소결자석의 내부 미세구조를 나타낸 매핑 이미지이며, 도 8은 구리 분말과 알루미늄 분말이 소결자석 내에서 서로 다른 확산 깊이를 갖게 된 근거를 보여주는 시간-온도 그래프이다.
<실험예>
(1) 실험 방법
본 실험예에서는 29.00Nd 3.00Dy bal.Fe 0.97B 2.39M 조성의 합금을 용해한 후 스트립 캐스터를 통해 급속 냉각하여 합금 스트립을 제조하였다. 제조된 합금 스트립은 0.12 MPa의 수소압력으로 400℃에서 2시간 동안 수소처리를 실시한 후 진공 상태에서 가열하여 수소를 제거하였다. 수소/탈수소 처리한 합금 스트립은 제트 밀(jet mill)을 이용하여 6000rpm으로 자석 분말을 분쇄하여 제조하였다. 이렇게 혼합된 분말은 2.2 T의 자장하에서 일축자장성형을 한 후, 1060℃에서 4시간 동안 진공 소결을 하여 소결자석을 제조한다. 이어서, 에탄올에 DyH2 분말 1.0g과 융점강하원소인 구리 분말 0.01~0.04g을 혼합한 코팅 용액(실시예1), 에탄올에 DyH2 분말 1.0g과 융점강하원소인 구리 분말 0.01~0.04g을 혼합한 코팅 용액(실시예2), 에탄올과 DyH2 분말 1.0g을 혼합한 코팅 용액(비교예1)을 각각 제조한다.
제조된 실시예1, 실시예2 및 비교예1의 코팅 용액에 소결자석을 각각 담근 후 건조하여 790 내지 910℃에서 2시간 동안 1차 열처리를 하였고, 500℃에서 2시간 동안 2차 열처리를 하였다. 이때, 1차 열처리 온도는 850℃, 880℃, 910℃에서 실시예1, 실시예2 및 비교예1에 대해 각각 열처리를 수행하는 실험을 하도록 한다.
이때, 구리, 알루미늄, 디스프로슘(Dy)의 분포(제조된 분말의 형상과 분포, 소결체의 미세구조)는 EPMA를 통하여 관찰하였고, 소결체(소결자석)의 자기특성은 B-H loop tracer (Magnet physik Permagraph C-300)를 이용하여 측정한다.
이러한 실험을 통해, 디스프로슘(Dy) 화합물을 소결자석에 단순 도포한 뒤 열처리를 통하여 입계확산 시킴에 있어, 융점강하원소의 첨가로 디스프로슘(Dy)의 확산깊이를 향상시키고자 하였으며, 이에 따른 소결자석의 미세구조 및 자기특성 변화를 조사하였다. 이에 대해서는 하기의 실험 결과 데이터를 통해 상세히 설명하기로 한다.
실시예1: DyH2 분말 1.0g과 구리 분말 0.01~0.04g을 용매인 에탄올에 혼합한 코팅 용액
실시예2: DyH2 분말 1.0g과 알루미늄 분말 0.01~0.04g을 용매인 에탄올에 혼합한 코팅 용액
비교예1: DyH2 분말 1.0g을 용매인 에탄올에 혼합한 코팅 용액
(2) 실험 결과 분석
도 4는 Nd-Fe-B소결자석 내부에서의 구리 및 알루미늄 원소를 코팅 용액에 담궈 비교할 수 있도록 열처리하기 전과 후를 매핑한 이미지이다. 도 5의 좌측 이미지와 같이, 구리원소의 경우 주로 삼중점상(TJP)와 계면에 분포하고 있다는 것을 알 수 있다. 또한, 도 5의 우측 이미지와 같이, 알루미늄원소의 경우 계면을 따라 확산될 때 주상의 외곽부분에도 알루미늄원소가 함께 일부 확산되어 core-shell type 구조를 형성하는 것을 확인할 수 있다. 알루미늄원소의 경우에만 core-shell type 구조를 형성하는 이유는 구리의 경우 주상의 Fe와의 용해도가 전혀 없고, 알루미늄의 경우 주상과의 어느 정도의 용해도를 갖고 있기 때문인 것으로 판단된다.
표 1
Figure PCTKR2015011766-appb-T000001
도 5에 도시된 바와 같이, 1차 열처리 온도에 따른 소결자석의 보자력 변화를 나타내는 감자곡선을 보면, 제1열처리 온도를 850℃, 880℃, 910℃로 각각 고정한 후, 실시한 결과를 표로 상기와 같이 나타냈다.
실험에 따라 [표 1]을 작성하고 이를 그래프로 나타내면, 도 6과 같이, 코팅된 소결자석에 대해 1차 열처리 한 후 코팅 용액의 성분별 온도에 따른 소결자석의 보자력 변화를 나타내는 감자곡선이 생성된다.
도 5을 참조하면, 제1열처리 단계(S141)를 880℃에서 실시했을 때 가장 우수한 보자력을 얻을 수 있었다. 또한, 880℃에서 열처리한 소결자석에 대해, 비교예1의 코팅 용액을 첨가한 후 열처리 시에는 3.0 kOe의 보자력이 측정되었고, 실시예1의 코팅 용액을 첨가한 후 열처리 시에는 3.8 kOe의 보자력이 측정되었으며, 실시예2의 코팅 용액을 첨가한 후 열처리 시에는 4.7 kOe의 보자력이 측정되었다. 이는, 비교예1의 코팅 용액, 즉, 융점강하원소를 첨가하지 않은 경우 보다 실시예 1과 실시예 2와 같이 융점강하원소를 첨가한 경우에 보자력이 더욱 증가하는 것을 알 수 있다. 특히, 실시예1보다 실시예2의 코팅 용액, 즉, 구리보다 알루미늄을 첨가하였을 때 보자력이 더욱 증가하는 것을 알 수 있다.
또한, 코팅된 소결자석에 대해서 1차 열처리 온도를 달리 하여 실험하였을 때, 1차 열처리 온도는 880℃에서 실시하는 것이 850℃ 또는 910℃에서 실시하는 것보다 더 큰 보자력을 얻을 수 있었다. 또한, 융점강하원소를 첨가 시에(실시예1 및 2) 보자력이 융점강하원소 미첨가 시(비교예1) 보다 증가한 것은, 열처리 시에 융점강하원소 분말이 Nd-rich상의 융점을 낮춰주는 역할을 하여, 중희토류 원소를 소결자석 분말의 표면에 확산시킨 것으로 판단된다.
도 6을 통해, 실시예1, 실시예2 및 비교예1의 코팅 용액 즉, 코팅 용액의 성분이 각기 다른 세가지 조건에서의 입계확산시킨 소결자석을 매핑한 이미지를 볼 수 있다. 이를 통해, 각기 다른 세 가지 조건에서의 디스프로슘(Dy)의 확산 깊이를 알 수 있다. 구체적으로, 비교예1의 코팅 용액의 경우 디스프로슘(Dy)의 확산 깊이가 약 90μm이며, 실시예1의 코팅 용액의 경우 이보다 조금 더 향상된 150μm이고, 디스프로슘(Dy)의 확산 깊이가 증가하면서 보자력이 증가하였고 이는 앞서 언급된 [표 1]과 일치되는 결과이다. 특히, 실시예2의 코팅 용액의 경우에는 확산 깊이가 525μm로 비교예1의 경우보다 약 6배 정도 향상된 깊이를 보였다.
도 7을 참조하면, 실시예1 및 실시예2의 코팅 용액을 첨가한 소결자석의 내부 미세구조가 나타난 고배율 이미지를 볼 수 있다. 이와 같이, 구리 분말의 첨가 및 알루미늄 분말의 첨가에 있어서, 이러한 효과가 서로 다른 차이를 보이는 것은 앞서 설명한 도 6과 같이, 소결자석 내에서 서로 다른 확산 거동을 보이기 때문인데 구리의 경우 주상과의 용해도가 없어 디스프로슘(Dy)을 주상으로 확산시키기 어려움이 있었지만, 알루미늄의 경우 주상과의 용해도가 있기 때문에 디스프로슘(Dy)이 자석 내부로 확산되는 것에 기여하면서 주상의 외곽부분까지 디스프로슘(Dy)을 확산시켜주어 core-shell type 구조를 형성시키기 때문인 것으로 판단된다.
즉, 도 8에 나타난 그래프와 같이, 구리 분말과 알루미늄 분말이 소결자석 내에서 서로 다른 확산 깊이를 갖게 된 까닭은, 구리는 1차 열처리 온도 내에서 고체상으로 존재하나, 알루미늄은 경우 1차 열처리 온도 내에서 액체상으로 존재하기 때문이다. 구체적으로, 알루미늄의 경우 1차 열처리 온도 내에서 액체상으로 존재하면서 Nd-rich상과 더욱 활발하게 반응하여 디스프로슘(Dy)을 자석 내부로 더욱 깊게 확산되도록 조력하나, 구리의 경우 1차 열처리 온도 내에서 고체상으로 존재하기 때문에 디스프로슘(Dy)의 확산을 크게 돕지 못한다.
따라서, 구리 또는 알루미늄 등과 같은 융점강하원소를 첨가함으로써, 중희토류 원소는 결정립계를 따라 소결자석 내부로 균일하게 확산시켜 자기이방성이 높은 층으로 강자성 결정립이 둘러 싸이게 함으로써 확산깊이가 깊어 보자력이 향상될 수 있다. 이때, 실시예1보다는 실시예2 즉, 구리보다는 알루미늄을 첨가하는 경우에 완전 치밀화된 자석의 내부까지 깊게 디스프로슘(Dy)를 확산시키게 됨에 따라 큰 보자력을 얻을 수 있다.
이상과 같이 본 발명은 비록 한정된 실시 예와 도면에 의해 설명되었으나, 본 발명은 상기의 실시 예들에 한정되는 것은 아니며, 이는 본 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이러한 기재로부터 다양한 수정 및 변형이 가능하다. 따라서 본 발명 사상은 아래에 기재된 특허청구범위에 의해서만 파악되어야 하고, 이의 균등 또는 등가적 변형 모두는 본 발명 사상의 범주에 속한다고 할 것이다.
본 발명은 희토류 소결자석이 사용되는 전기 자동차용 모터 등을 포함한 다양한 산업에 이용 가능하다.

Claims (12)

  1. R-Fe-B계 자석 분말(여기서, 'R'은 희토류 원소 또는 희토류 원소의 조합)을 미리 설정된 온도로 가열하여 소결자석을 생성하는 단계;
    중희토류 분말 및 융점강하원소 분말을 용매에 혼합하여 제조된 코팅 용액으로 상기 생성된 소결자석의 표면을 코팅하는 단계; 및
    상기 코팅된 소결자석에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 중희토류 분말은 중희토류 화합물로 제공되고,
    상기 중희토류 화합물은, R-X 화합물(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, X = 1종 이상의 H, O, N, F, B)인 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 중희토류 분말은 중희토류 합금분말로 제공되고,
    상기 중희토류 합금분말은, R-TM(-X) 합금분말(R = 1종 이상의 Dy, Tb 등 중희토류 원소, TM = 1종 이상의 천이금속, X = B, C)인 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 융점강하원소 분말은 구리 분말을 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 융점강하원소 분말은 알루미늄 분말을 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 코팅 용액에서,
    상기 중희토류 분말은 DyH2 분말이고,
    상기 융점강하원소 분말은 구리 분말인 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 코팅 용액은,
    전체 중량에 대하여 상기 DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 상기 구리 분말 3 내지 6 중량%를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 코팅 용액에서,
    상기 중희토류 분말은 DyH2 분말이고,
    상기 융점강하원소 분말은 알루미늄 분말인 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 코팅 용액은,
    전체 중량에 대하여 상기 DyH2 분말 20 내지 60 중량% 및 상기 알루미늄 분말 3 내지 6 중량%를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 열처리 단계는,
    790 내지 910℃ 범위의 제1 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제1 열처리 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 열처리 단계는,
    상기 제1 열처리 단계 후에 450 내지 550℃ 범위의 제2 열처리 온도에서 열처리를 수행하는 제2 열처리 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법.
  12. 제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 희토류 소결자석.
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