JPH02251345A - 磁性合金の連続鋳造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、配向性の優れた結晶組織を有する希土類元素
−遷穆元素−Ｂ系磁性合金を得ることのできる連続鋳造
方法に関し、詳細には、」−記組成の合金溶湯を用いて
連続鋳造するとぎの鋳込温度及びその後の冷却条件をう
まく制御することにより結晶組織の配向性を高め、優れ
た磁気的性能を持った磁性合金を製造する方法に関する
ものである。

［従来の技術］ フェライト磁石およびアルニコ磁石に次ぐ第３の永久磁
石として、希土類６１１石が注目を集めている。この希
土類磁石は、電気製品や精密機器類の小型化や高精度化
に寄与し得る優れた磁気的性能を有することが期待され
、研究方面および生産面共に活発な進展を見せている。

中でも近年特に期待されているのは希土類元素−遷移元
素−Ｂ系、例えばＮｄ−Ｆｅ−ＢやＰｒ−Ｆｅ−Ｂ等の
永久磁石であり、最近に至ってＣｕやＡｇを第４番目の
構成元素とすることや、それ以外に更に他の微量添加元
素を加えることも検討されている。本発明の対象とする
永久磁石組成はそれら全てのケースを含み、その詳細に
ついては後述するが、以下の説明においては希土類元素
−遷移元素−Ｂ系（以下ＦＬＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石と略称
する）の３元系磁石を便宜上代表的に取上げて述べるこ
ととする。

ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石の製造方法としては、当初次の二
方法が検討された。

第１の方法は焼結法であるが、この方法には、■焼結工
程に先立って合金の粉末化処理か必要であること、■粉
末状となって酸化を受は易くなり、焼結体中に持込まれ
る酸素が磁気的性能に悪影響を与えること、■焼結時に
添加される成形助剤に基づく炭素分の混入によって磁気
的性能が低下すること、■焼結前の生成形体は低強度で
あり、ハンドリング性が悪いこと、といった幾つかの欠
点がある為、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石に期待されている特
性が十分に発揮されるには至っていない。

第２の方法は急冷薄片を作った後熱可塑性樹脂等を用い
てボンド磁石とする方法であり、上記欠点を伴なわない
代り、■生産性が低い、■原理的に等方性磁石しか得ら
れず、従って残留磁束密度と保磁力の積で示される最大
エネルギー積［以下（Ｂ　Ｈ）　、、、で表わす］が低
く、角形性も良くない、といった欠点か生じる。そこで
積極的に異方性化するための手段として、急冷薄片を２
段階ホットプレス処理（機械的配向処理）に付すことも
考えられた。しかし生産性が更に低いものとなるため、
量産の必要性を考えると現実的な方法ではない。

そこで第３の方法として、たとえば特開昭６２−２０３
３０２号公報に開示されている様な鋳造法が提案された
。

この鋳造法は、ＲＥ−ＴＭ−Ｂを基本成分とする合金溶
湯を鋳型に流し込み、一方向に柱状晶を成長させて結晶
組織に配向性を与え磁気的特性を高めるものであり、そ
の後、所望形状に成形すると共に結晶軸の配向性を更に
向上させる目的で熱間加工が行なわれる。

この場合、熱間加工後に高い磁気的性能を発揮させるに
は、鋳造時に柱状晶をいかにうまく一方向へ配向させる
かということが極めて重要となる。

［発明が解決しようとする課題］ ところが従来の鋳造法では、柱状晶の配向性が十分に高
められているとは言えず、殊に連続鋳造法で磁性合金を
鋳造する為の具体的な実施条件については未解明の部分
が多い。本発明はこの様な状況に鑑みてなされたもので
あって、その目的は、配向性の優れた柱状晶組織を有し
、その後の熱間加工によって高い磁気的特性を示す様な
磁性合金鋳片を、鋳片割れ等を生ずることなく生産性良
く製造することのできる連続鋳造方法を提供しようとす
るものである。

［課題を解決する為の手段］ 上記課題を解決することのできた本発明の構成は、少な
くとも希土類元素、遷移元素およびＢを必須成分として
含有する合金を連続鋳造する方法であって、合金溶湯の
鋳込温度を１２００〜１７００℃とし、包晶反応温度域
までを５℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷した後、７００℃
から３５０℃までの温度範囲を、非酸化性雰囲気下、５
℃／ｓｅｃ未溝の速度で徐冷し、柱状晶が一方向に高度
に配向した結晶組織を得るところに要旨を有するもので
ある。

［作用］ 本発明のＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石を構成する合金組成につ
いて説明する。

まず希土類元素としては、Ｙの他、Ｌａ。

Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ。

Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈａ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕといっ
たランタノイド系希土類元素が汎用されるが、必要であ
ればアクチイド系元素を利用することもでき、これらの
中から選択される１　ｆｍまたは２種以上を組合わせて
用いる。これらのうち特に好適なものはＰｒ、Ｃｅ、Ｎ
ｄ等である。

遷移元素としては、Ｆａ、Ｃｏ、Ｎｉ等の特に鉄族元素
が利用される。

ＲＥ−ＴＭ−８の３元系合金を本発明の対象合金とする
場合における各元素の組成比については格別の限定を受
けないが、−船釣には下記の基準に従って選定すること
が推奨される。

希土類元素は８〜２５原子％が適当であり、８原子％未
満では上記３元系永久磁石における主相ＲＥ２　７Ｍ１
４　　Ｂ（原子比、例えばＰｒ２Ｆ　ｅ　、４Ｂ　）を
形成することができず、α鉄と同一構造の立方晶組織と
なって良好な磁気的特性は得られない。また熱間加工性
が低下し、熱間圧延時に割れを生じ易くなる。一方上限
については２５原子％を超えると非磁性相の量が多過ぎ
て良好な磁気的特性を発揮することができなくなる。

遷移元素は磁性相形成にとって必須の元素であって、６
５〜９０原子％が適当であり、６５％未満では非磁性相
の量が不足する。一方９０原子％を超えると、希土類元
素の量が減少し、希土類元素の説明で述べた様な欠点が
露呈してくる。尚遷移元素のうち最も代表的なものはＦ
ｅであるが、ＣＯを併用するとキュリー点の向上効果が
得られる。

Ｂは２〜１０原子％が好ましく、２％未満では菱面体の
ＲＥ−７Ｍ系になるため高保磁力を得るには至らない。

他方上限については、鋳造−熱間圧延プロセスにおいて
良好な加工性を示し、またその結果として良好な磁気特
性を発揮させる為の制限から１０％を目安とすれば良い
。

本発明の希土類磁石は上記３元系の中から夫々１種ずつ
選んだ３元系合金が代表的であるが、希土類元素の群か
ら２種以上を選んだもの（例えばＰｒとＮｄの２者組合
わせ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの３者組合わせ等）、或は遷移
元素の群から２　ｆｆ１以上を選んだもの（例えばＦｅ
とＣｏの２者組合わせ等）を適宜組合わせた４元系、５
元系、・・・といった多元系永久磁石も本発明の範囲に
含まれる。

また上記ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系に対して第４の元素、例えば
ＣｕやＡｇを配合したものは、保磁力や角形性が一層向
上し、（Ｂ　Ｈ’）　、ａＸの改善が認められる。また
塑性加工性も向上するため磁気的異方性において更に優
れたものが得られ、従ってＲＥ−ＴＭ−Ｂ−Ｃｕ系やＲ
Ｅ−ＴＭ−Ｂ−Ａｇ系等も本発明の適用によって優れた
異方性磁石を提供するので、この様なものも本発明の範
囲に包含される。

また上記以外に更にＡＩやＳＬ等を含むこともでき、残
留磁束密度を低下させない限度の少量添加によって保磁
力の向上に努めるのも良い。

本発明では、上記の様な組成からなる合金溶湯を、ロー
ル方式やベルト方式等を採用して連続鋳造されるが、こ
のときの鋳込温度は１２００〜１７００℃となる様に溶
湯温度を調整しなければならない。鋳込温度が１２００
℃未満である場合は、鋳型への注入時の冷却及び機械的
刺激によって溶湯の一部が凝固し等軸晶として溶湯中に
巻込まれ、鋳型内壁に多量の微結晶が生成して一方向へ
の柱状晶の成長を妨げる結果、配向性の良い結晶組織が
得られなくなる。しかし鋳込温度を１２００℃以上に設
定しておくと、訪込み時に等軸晶を生じることがなく、
また仮に鋳込みの初期に鋳型内面に微結晶が生成したと
しても、合金溶湯の自己保有熱によって該微結晶の大部
分が再溶融し、僅かに残された、或はその後新たに生成
した少数の結晶核を起点として柱状晶が成長し、配向性
の優れた柱状晶組織が得られる。但し鋳込温度の下限は
合金の種類によっても異なり、たとえばＰｒ−Ｎｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系合金の場合は等軸晶生成による配向性の乱れが
特に著しいので、鋳込温度は１５００℃以上に設定する
のがよい。尚鋳込温度が高過ぎる場合は、鋳型への焼付
きが起こり易くなって当該焼付部から扇形に柱状晶が成
長する現象が起こって方向性が乱れ、配向性の優れた柱
状晶組織が得られなくなるので、鋳込温度は１７００℃
を超えない様にコントロールする必要がある。鋳込まれ
た合金溶湯は水冷ロールや水冷ベルト等によって冷却さ
れ凝固しつつ引取られて行くが、この冷却凝固工程では
、鋳込温度から当該合金溶湯の包晶反応温度域までを５
℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷し、その後７００℃から３
５０℃までの温度範囲は、非酸化性τ囲気下に５℃／Ｓ
ｅｃ未満の速度で徐冷する。包晶とは、結晶が当該結晶
を構成する物質を一成分とする溶液と接して平衡状態に
ある場合に、溶液内の他の成分が結晶と反応して両者の
境界面に別の結晶を作り、元の結晶を包み込んでしまう
状態を言い、上記組成の合金溶湯が凝固する際における
柱状晶は、当該柱状晶の表面でこの包晶反応を起こしな
がら成長していくものと考えられる。このとぎの冷却速
度は柱状晶の成長方向に大きな影響を及ぼすものであり
、柱状晶をモールド面に対して直交する方向へ成長させ
て行くには、鋳込温度から包晶反応温度域までを５℃／
ｓｅｃ以上の速度で急冷しなければならない。しかして
冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満である場合は、結晶核の生
成量が多くなって柱状晶の方向性が乱れ、配向性の優れ
た柱状晶組織が得られなくなる。尚包晶反応温度は合金
組成によって若干具なるが、本発明に係る磁性合金の場
合その殆んどは９００〜１１００℃の範囲に収まってい
るので９００℃を一応の基準として急冷終了時期を決め
ればよい。

またこの急冷工程でモールドへの鋳片の焼付きが起こる
と、この部分の冷却速度が他の部分よりも早くなって柱
状晶の成長方向が乱れ、配向性に悪影響が現われてくる
。従ってモールド内面に離型剤を塗布しておき、鋳片の
焼付きを防止することは、配向性を高めるうえで極めて
有効な手段である。離型剤の種類は一切制限されず、ア
ルミナ系、マグネシア系、ドロマイト系等様々の耐熱性
離型剤を使用できるが、好ましいものとしては、Ａｌ２
Ｏ３含量が４０〜８０％程度であるＡｌ２Ｏ３５ｉ０２
系の複合酸化物が例示される。

上記急冷の後は、７００℃から３５０℃までの温度範囲
を５℃／ｓｅｃ未満の速度で徐冷する。この徐冷工程は
、鋳片の凝固収縮時に生ずる鋳造欠陥（割れや引は巣等
）を防止するために極めて重要であり、冷却速度が５℃
／ｓｅｃを超える場合は、凝固収縮時の熱歪が大きくな
って鋳造欠陥が発生する。一方、冷却速度の下限につい
ては特に制限しないが、０．１℃／ｓｅｃ未満である場
合は、鋳造欠陥等を生じることはないが、徐冷に長時間
を要すため生産性の点で実用にそぐわなくなる。

尚、徐冷温度範囲を７００〜３５０℃と定めたのは、７
００℃を超える温度から徐冷すると結晶粒径が大きくな
って保磁力が乏しくなり、また３５０℃以前に徐冷を中
止すると、主相のキュリー温度通過に伴なう歪によって
鋳造欠陥を起こし易くなるからである。

上記の徐冷は、長い保熱炉を連続的に通過させる連続方
式によって行なうこともでとるが、好ましいのは、連鋳
設備の長大化を避けるため、連続的に引き抜かれてくる
鋳片を所定長さに切断した後、保熱炉または断熱炉へ装
入して徐冷するバッチ方式である。この一連の工程で、
高温の連鋳片が酸化性雰囲気に曝らされると合金成分が
酸化され、磁気的性能を下げる原因となるので、徐冷は
非酸化性雰囲気で行なわれなければならない。同様の趣
旨で、連鋳装置から徐冷設備への移行部、あるいはタン
デイツシュから連鋳鋳型への合金溶湯鋳込部についても
、酸化を阻止するため非酸化性ガス雰囲気に保つことが
望まれる。また合金溶湯の鋳込みから徐冷設備に至る連
鋳設備全体を密封された部屋に収め、全体を真空とした
り、不活性ガス等を充満させて酸化防止を図ることも、
極めて有効な手段と言える。

第１図は本発明で使用される連続鋳造設備を例示する概
略説明図であり、合金溶湯Ｍはタンデイツシュ１から双
ベルト式の連鋳装置２へ所定の鋳込温度で供給され、こ
の部分で所定の速度で急冷される。このとき、モールド
内面に焼付防止用の離型剤を塗布することが好ましいこ
とは先に述べた。急冷された連鋳片は、保熱カバー３を
経た後切断機４で所定寸法に切断し、次いで保熱炉５へ
装入して徐冷することによって柱状晶の成長を進め、高
配向性の柱状晶組織を得る。この間大気と接触する可能
性のある部分を非酸化性ガスでシールドし、あるいは真
空として酸化防止を図ることは先に述べた通りである。

かくして得られる鋳片は、柱状晶が鋳片引抜き方向と直
交する方向に成長した高配向性の結晶組織を有しており
、これを鋳片引抜方向に熱間圧延もしくは熱間鍛造し、
更には適当な熱処理を加えると、高配向性で保磁力の優
れた磁性体を得ることができる。

［実施例］ 第１表に示す組成の合金２００ｋｇを真空溶解炉で溶解
し、タンデイツシュを経て双ベルト式の連鋳機へ連続的
に供給した。この間、合金溶湯のタンデイツシュへの装
入部及びタンデイツシュから連鋳機への供給部は、いず
れもＡｒガスにより大気からシールドし、また鋳込温度
は１４００〜１８００℃に設定した。鋳片寸法は幅３０
０ｍｍＸ淳み３０ｍｍであり、鋳込温度から包晶反応温
度域（約１０００℃）までは１〜ｂ で急冷した。次いでＡｒガスシールドされた保熱カバー
を経た後、長さ４００ｍｍに切断してからＡｒ置換され
た保熱炉へ装入し、７００℃から３５０℃までを１℃／
ｓｅｃもしくは７℃／ｓｅｃの速度で徐冷することによ
り、鋳片引抜き方向と直交する方向に柱状晶が成長した
高配向性の鋳片を得た。但し連鋳片の磁気特性試験片は
１０００℃ｘ２ｈｒ／炉冷　１ｎＡｒガスにて熱処理し
たものである。

”鋳造条件及び鋳片の磁気的性能を第２表に示す。また
得られた各鋳片に窒化硼素を塗布してから鋼製（ＳＩＯ
Ｃ）カプセルに封入し、両側拘束下に９５０℃、１ヒー
ト・４パス（１パス当たりの圧下率＝３０〜３５％）で
総圧下率７６％となる様に拘束圧延した後、１℃／分の
速度で冷却した後、４７５℃Ｘ２ｈｒ／空冷の熱処理を
施し、得られた圧延物の磁気的性能も調べた。結果を第
２表に併記する。

第　　１　　表 第１．２表より次の様に考えることができる。

実験Ｎｏ、１〜３及び８〜１ｏ二本発明の規定要件を満
たす実施例であり、鋳片 に欠陥は認められず、鋳片及 び圧延材のいずれについても 優れた磁気的特性を有してい る。

実験Ｎｏ、４．　１１　：鋳込温度が、使用した４元系
もしくは５元系合金のより 好ましい鋳込温度である １５００℃に達していない 為、柱状晶が充分に成長しに くく、鋳片中央部に等軸晶が 生成し易くなって磁気特性は 低下した。

実験Ｎｏ、５，１２：鋳込温度が１７００ｔを超える比
較例であり、ベルトとの 焼付きで柱状晶の成長方向が 乱れ、磁気的特性は低下し た。

実験Ｎｏ、６．　１３　：連鋳時の急冷速度が５℃／ｓ
ｅｃ未満である比較例であり、柱 状晶領域がせまく等軸晶が存 在し、磁気的特性は低下し た。

実験Ｎｏ、７，１４：連鋳後の徐冷速度が５℃／ｓｅｃ
を超える比較例であり、鋳片 割れが生じ、磁気測定は困難 であった。

［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、連鋳時の鋳込温度
及び急冷速度を特定し、且つその後の徐冷速度を狭い範
囲に特定することによって、高配向性で優れたｂｎｎ時
特性有し且つ鋳造欠陥のない鋳片を、連続鋳造によって
生産性良く製造し得ることになった。そしてこの鋳片を
熱間加工すると磁気的特性を著しく高めることができ、
高保磁力の希土類鋳造磁石を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で使用される連続鋳造設備を例示する概
略説明図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）少なくとも希土類元素、遷移元素およびＢを必須
   成分として含有する合金を連続鋳造する方法であって、
   合金溶湯の鋳込温度を１２００〜１７００℃とし、包晶
   反応温度域までを５℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷した後
   、７００℃から３５０℃までの温度範囲を、非酸化性雰
   囲気下、５℃／ｓｅｃ未満の速度で徐冷し、板厚方向に
   配向した柱状晶組織を得ることを特徴とする磁性合金の
   連続鋳造方法。