JPH02251359A - 磁性合金の鋳造方法 - 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
−遷移元素−Ｂ系磁性合金を得る為の鋳造方法に関し、
詳細には、上記組成の合金溶湯を用いて鋳造するときの
焼付きを防止し、且つ鋳込温度や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、磁気
的性能の優れ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、希土類磁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０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ＲＥ−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、当初衣の二
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が必要であること、■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、といった欠点が生じる。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どなるため、
量産の必要性を考えると現実的な方法ではない。

そこで′ｓ３の方法として、たとえば特開昭６２−２０
３３０２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　７Ｔ　Ｍ　−Ｂを基本成分とする
合金溶湯を鋳型に流し込み、柱状晶を一方向に成長させ
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を
更に高め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特性を発揮させるに
は、鋳造時に柱状晶をいかにうまく一方向へ配列させる
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［］ 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、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系合金に期待さ
れている磁気的特性が十分に発現されているとは言えな
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
鋳塊を製造することのできる方法を提供しようとするも
のである。

［課題を解決するための手段］ 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
含有する磁性合金の鋳造方法であって、上記必須成分を
含む合金溶湯を、内面に厚さ５０〜１０００μ腸の離型
剤が塗布された鋳型内に１２００〜１７００℃で鋳込み
、包晶反応温度域までを５℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷
し、次いで包晶反応温度未満３５０℃以上の温度から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有する鋳塊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、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂＪＰ５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種または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、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の特に鉄族元素
が利用される。

ＲＥ−ＴＭ−Ｂ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８〜２５ｙＸ子％が適当であり、８原子％
未溝では上記３元系永久磁石における主相ＲＥ２−ＴＭ
Ｉａ−Ｂ　（原子比、例えばＰｒｚＦ　６１４Ｂ　）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−ＴＭ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種以上を選んだもの（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、
・・・といり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、（ＢＨ）＋ａａｘ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ＲＥ−
ＴＭ−Ｂ−Ａｇ系等も本発明の通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Ａ１やＳｔ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フて保磁
力の向上に努めるのも良い。

未発明では上記の様な組成からなる合金溶湯を鋳型に鋳
込んで一方向凝固させるが、このときの鋳込み温度は１
２００〜１フＯＯ℃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フて溶湯の一
部が凝固し、等軸晶として溶湯中に巻込まれ柱状晶の配
向性が乱されるばかりでなく、鋳型の内壁に多量の微結
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、鋳込み時に等軸晶
を生じることがなく、また鋳込みの初期に鋳型内面に微
結晶が生成したとしても、合金溶湯の保有熱によって該
微結晶が再溶融し、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
−Ｆｅ−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
起って方向性が乱れ、高配向性の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。この場合、鋳込量速度４が遅
過ぎると、微結晶が大量に生成して柱状晶の成長が妨げ
られるので、５　ｋｇ／ｓｅｃ程度以上の速度で鋳込む
のがよい。

鋳込み後の冷却に当たっては、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、包晶反応温度未満３５０℃以上の温度か
らは５℃／ｓｅｃ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うものであり、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。このときの冷却速度は柱状晶の成長方向に大きな
影響を及ぼし、柱状晶を一方向へ配向性良く成長させて
いくには、鋳込温度から包晶反応温度域までを５℃／ｓ
ｅｃ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、高配向性の柱状
晶組織が得られなくなる。尚包晶反応温度は合金組成に
よって若干異なるが、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。

上記急冷の後は、包晶反応温度未満３５０℃以上の温度
から５℃／ｓｅｃ未溝の速度で徐冷する。

この徐冷工程は、鋳塊の凝固収縮によって生じる鋳造欠
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、徐
冷速度の下限は特に制限されないが、遅過ぎる場合は冷
却に長時間を要するため生産性の点で実用にそぐわなく
なるので、０．１ｔ／ｓｅｃ程度以上にするのがよい。

尚徐冷開始温度を包晶反応温度未満で且つ３５０℃以上
と定めたのは、３５０℃を超える温度から急冷すると、
凝固収縮による熱歪によって鋳塊割れや引は巣等が生じ
易くなるからである。また包晶反応温度域を超える温度
から徐冷した場合は柱状晶の発達が臨めず、結晶組織も
粗大となって満足な保磁力が得られなくなる。

また本発明に係る合金は前述の如く高温条件のもとで極
めて酸化を受は易く、酸化されると磁気的特性が著しく
低下してくるので、鋳込みに当たってはキャビティー内
を不活性ガスで置換すると共に、鋳込雰囲気も不活性ガ
スでシールドしておくのがよい、同様の趣旨で、鋳造を
真空雰囲気で行なうことも効果的であり、この方法であ
れば鋳込み時に脱ガス効果も加わる結果、鋳造欠陥は一
層少なくなる。

ところでバッチ式の鋳造においては、低温の鋳型内へ高
温の溶湯を注入して行くので、注入の当初は溶湯の保有
熱が鋳型に吸収され、鋳型との接触部で溶湯が急冷され
、鋳塊と鋳型の温度が等しくなった時点（即ち温度平衡
に到達した時点）以降は鋳塊の冷却速度は遅くなる。こ
の状態はたとえば第１図に示す通りであり、冷却速度が
急冷から徐冷に８行する時期は、鋳込まれる溶湯の保有
熱量と鋳型の熱容量によって決まってくる。従って急冷
から徐冷へ８行する時期（即ち徐冷開始温度）は、溶湯
の鋳込み量（即ち鋳型キャビティーの広さ、より端的に
は鋳塊の肉厚）と鋳型の厚み比を変えることによフて調
整することができる。

たとえばＣｕ製の鋳型を使用し、鋳込温度を１６００℃
に設定した場合、鋳塊と鋳型の厚み比を１＝２にしてや
れば徐冷開始温度を約３５０℃にすることができ、また
両者の厚み比を４＝１にしてやれば徐冷開始温度を約９
００℃にすることができる。この様に鋳塊鋳型の厚み比
によって徐冷開始時期を定める方法は、鋳造工程で何ら
の人為的操作を必要としないという点で極めて簡便な方
法と言える。

次に鋳型の構成や鋳込方法について簡単に説明する。

まず本発明では、前述の如く鋳込温度を定めることによ
ってできるだけ焼付ぎが起らない様に配慮している。と
ころがこうした温度制御によフて焼付きが完全に解消さ
れる訳ではなく、少しでも焼付きが起こると前述の如く
柱状晶の配向性が乱れ、磁気的特性に少なからぬ悪影響
が現われてくる。そこで本発明では焼付きをより完全に
防止するため、鋳型内面に焼付防止用の離型剤を５０〜
１０００μ■の厚さで塗布することとしている。

離型剤の厚みが５０μ−未満である場合は、離型剤層を
鋳型内面に５遍なく形成することができないため焼付き
を完全に無くすことができず、一方１１０００ｕを超え
る場合は、離型剤層が断熱層として作用し冷却効率を低
下させる。離型剤のより好ましい厚さは３００〜５００
μ鳳である。尚離型剤としては適度の耐熱性と焼付防止
効果をもったものであればその種類は一切制限されない
が、最も一般的なのはアルミナを主成分とするセラミッ
クス質の離型剤であり、特にアルミナ６０重量％以上含
有する酸化物よりなる離型剤（たとえばアルミナ−シリ
カ系等）は耐熱性・焼付防止性の両方が優れたものとし
て賞月される。

第２図は本発明で採用される合金溶湯の鋳込み法を例示
する一部破断概略見取り図であり、複数のキャビティー
１ａ、ｌｂ、・・・を並設した鋳型Ｉに、タンデイツシ
ュ■を経て上注ぎ法によって溶湯Ｍｅを注入する場合を
示している。タンデイツシュＩＩには、キャビティー１
ａ、Ｉｂ、・・・に応じて夫々複数の注湯ノズル２ａ、
・・・、２ｂ、・・・が設けられており、タンデイツシ
ュ２へ供給された溶湯Ｍｅは、夫々の注湯ノズル２ａ、
２ｂ、・・・から夫々のキャビティー１ａ、ｌｂへ注入
される。この場合、キャビティーの数と注湯ノズルの数
を１対１で対応させることも勿論可能であるが、図示、
する如く１つのキャビティーに対して複数のノズルを対
応させて分割注湯する様にすれば、鋳込み時における溶
湯の波立ちが抑えられ、波立ちによる等軸孔を抑制し、
柱状晶の配向性が阻害されるのを抑えることができるの
で好ましい、この場合、図示する如くタンデイシュ０℃
Ｉに傾斜角度θが１０〜４５度程度のガイド部３を形成
しておきこの部分に溶湯Ｍｅを流し込んでから各列の注
湯ノズル方向へ分配させれば、タンデイシュ！！への流
入時の波立ちが一層確実に抑えられる。

第３図は下注ぎ法を例示する一部破断見取り図であり、
鋳型の上蓋は図面上省略している。この例では、注湯口
４．湯道５ａ、５ｂ、・・・（５ａ以外は図面に表われ
ない）及び注湯ノズル６ａ。

６ｂ、６ｃ・・・（６ａ以外は図面に表われない）を通
して鋳型キャビティー１ａ、ｌｂ、ｌｃ、・・・内へ下
注ぎされる。この場合も、鋳型キャビティーｌａ、ｌｂ
、・・・の長手方向に複数の注湯ノズル６ａを設けてお
けば、注湯時における溶湯の波立ちが抑えられるので好
ましい、また注湯口４に溶湯を流入させるときにも、第
３図に示す如く、幅方向に複数の流出ロアａ、７ｂ、・
・・が開口され、且つ１０〜４５度程度の傾斜角度θを
有するガイド部３の設けられたタンデイシュＩＩを使用
し、溶Ｑ％Ｍｅを該ガイド部３に沿って流入し拡散させ
ながら流出ロアａ、７ｂ、・・・より注湯口４ａへ供給
する様にすれば、注湯時の波立ちを更に少なくすること
ができる。

第４図は本発明で使用される好ましい鋳型（上注ぎ及び
下注ぎの何れにも適用可能）を例示する斜視図であり、
チルプレート８ａ、８ｂで狭まれた鋳型キャビティー１
の略中央部にアルミナ等によりなる断熱板９を配設し、
柱状晶がチルプレート８ａ、８ｂから夫々断熱板９方向
へ成長する様に構成したものである。この様な構成の鋳
型を使用すると、柱状晶はチルプレート側からのみ成長
し、断熱板側は最終凝固点となるので、引は巣や偏析と
いった鋳塊欠陥がな（且つ配向性の一段と優れた一方向
柱状晶組織を得ることができる。

かくして得られる鋳塊は、柱状晶が一方向へ成長した高
配向性の結晶組織を有しており、これを熱間圧延もしく
は熱間鍛造し、更には適度め熱処理を加えると、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１５０Ｋｇを高周波真空溶解炉
で溶解し、タンプッシュを経て銅製鋳型内へ注入した。

尚鋳型は、第２図に示した様に４個のキャビティーを並
設した上注ぎ構造のものとし、鋳型内面には、焼付防止
剤としてアルミナ含有量の異なるＡ　１　＊　Ｏｓ　−
Ｓ　ｉ　Ｏｓ系塗装剤を塗布し、各キャビティーの中央
部には、第４図に示す如く断熱板（９６％ＡＩ、ｏ３−
３％５ｉｎ２−１％Ｆｅ２ｅｓ）を配設した。また鋳込
み用のタンデイツシュには、第２図に示す如く傾斜した
流入ガイド部を設けると共に、鋳型キャビティー１個当
たり３つの注湯ノズルを設け、各注湯ノズルに分流させ
て注入することにより、湯面の波立ちを最小限に抑えた
。また鋳込みに当たりキャビティー内はアルゴンガス置
換すると共に、注入雰囲気もアルゴンガスでシールドし
酸化を防いだ。

鋳込温度は１４００〜１８００℃に設定し、鋳込温度か
ら包晶反応温度域（約１０００℃）までは１〜ｂ １０℃／ｓｅｅの速度で徐冷した。

鋳造条件及び鋳塊の磁気的性能を第２〜５表に示す。た
だし鋳塊の磁気特性試験片は、１０００℃Ｘ２ｈｒ／炉
冷１ｎＡ、ガスにて熱処理したものである。また得られ
た各鋳塊の表面に窒化硼素を塗布してから鋼製（ｓｔｏ
ｃ）カプセルに封入し、両側面から拘束しつつ９５０℃
、１ヒート・４バス（１パス当たりの圧下率：３０〜３
５％）で総圧下率が７６％となる様に熱間圧延した後、
１℃／分の速度で冷却した後４７５℃Ｘ２ｈｒ／空玲の
熱処理を施し、得られた圧延材の磁気的性能も調べた。

結果を第２〜５表に併記する。

第２〜５表より次の様に考えることができる。

実験Ｎｏ、Ｉ　Ａ　〜３Ａ、８Ａ〜１０Ａ、Ｉ　Ｂ　〜
３Ｂ、８８　Ｎｌ０Ｂ、ＩＣ〜３Ｃ，８Ｃ〜１０Ｃ，Ｉ
Ｄ　〜３Ｄ、８Ｄ　〜ＩＯＤは何れも本発明の規定要件
をすべて満足する実施例であり、鋳造欠陥はなく、また
保磁力は鋳塊及びその圧延材共に比較例のものと比べて
優れたものであることが分かる。

これらに対し上記以外のものは本発明で規定する要件の
何れかを欠く比較例であり、下記の様な欠点がある。

実験Ｎｏ、４Ａ、４Ｂ、４Ｃ，４Ｄ：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、鋳片中央部に等軸孔が生成する傾向がみら
れ、磁気的特性はやや低くなった。

実験Ｎｏ、５Ａ、５Ｂ、５Ｃ，５Ｄ：鋳込温度が１７０
０℃を超えている為、鋳型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、６Ａ、６Ｂ、６Ｃ，６Ｄ：鋳込後の急冷速度
が５℃／ｓｅｃ未満である為、柱状晶領域がせまく等軸
孔が存在し、磁気的特性は低下した。

実験Ｎｏ、　フＡ、７Ｂ、７Ｃ，７Ｄ：鋳込後の徐冷速
度が５℃／ｓｅｃを超えている為、鋳片割れが生じ、磁
気測定は困難であった。

実験Ｎｏ、ＩＩＡ、ＩＩＢ、ＩＩＣ，ＩＩＤ：徐冷開始
温度が３５０℃を超えている為、凝固収縮による熱歪に
より鋳造欠陥が発生している。

実験Ｎｏ、１２Ａ、１２Ｂ、１２Ｃ，１２Ｄ：鋳型に塗
型剤を塗布しなかった比較例であり、焼付きによる拘束
割れが生じており、柱状晶の配向性が悪いばかりでなく
加工性も劣悪であり実用に耐えない。

［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、鋳型内面に所定厚
みの離型剤を塗布すると共に鋳込温度を特定範囲に設定
して焼付は等の鋳造欠陥を防止し、更には鋳込後の急冷
条件及びその後の徐冷条件を定めることによって柱状晶
の配向性を高めることにより、磁気的特性の卓越した希
土類系の鋳造磁石を提供し得ることになった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋳造時における溶湯と鋳型の温度変化を示す
図、第２．３図は本発明で採用される好ましい上注ぎ法
及び下注ぎ法を例示する一部破断概略斜視図、第４図は
好ましい鋳型の構造を示す斜視図である。 Ｉ：鋳型　　　　　ＩＩ：タンブツシュｌａ、ｌｂ、ｌ
ｃ・・・：キャビティー２ａ、２ｂ、２ｃ・・・：注湯
ノズル ３・・・ニガイド部　　５ａ：湯道 ６ａ：注渇ノズル　８ａ、８ｂ：チルプレート９：断熱
板　　　　Ｍｅ：溶湯

Claims (7)

【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磁性合金の鋳造方法であって、上記
   必須成分を含む合金溶湯を、内面に厚さ５０〜１０００
   μｍの離型剤が塗布された鋳型内に１２００〜１７００
   ℃で鋳込み、包晶反応温度域までを５℃／ｓｅｃ以上の
   速度で急冷し、次いで包晶反応温度未満３５０℃以上の
   温度から５℃／ｓｅｃ未満の速度で徐冷することを特徴
   とする磁性合金の鋳造方法。
2. （２）徐冷開始温度を、鋳塊と鋳型の厚み比によって制
   御する請求項（１）記載の鋳造方法。
3. （３）離型剤がアルミナを６０重量％以上含有するもの
   である請求項（１）または（２）記載の鋳造方法。
4. （４）鋳型を複数個隣接して並列し、各鋳型への合金溶
   湯の鋳込みを、溶湯分配用傾斜面を経て上注ぎ法により
   併行的に行なう請求項（１）〜（３）のいずれかに記載
   の鋳造方法。
5. （５）鋳型への合金溶湯の鋳込みを下注ぎ法によって行
   なう請求項（１）〜（３）のいずれかに記載の鋳造方法
   。
6. （６）鋳込量速度を５ｋｇ／ｓｅｃ以上とする請求項（
   １）〜（５）のいずれかに記載の鋳造方法。
7. （７）鋳型を構成するチルプレートの間に冷却機能を有
   しない仕切板を設ける請求項（１）〜（６）のいずれか
   に記載の鋳造方法。