JPH0488603A - 磁性合金の水平鋳造方法 - 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】 ［産業上の利用分計］ 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系磁性合金を得ることのできる水平鋳造
方法に関し、詳細には、上記組成の合金溶湯を用いて水
平鋳造を実施するに当たり、溶湯注入状況およびその後
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、優れた磁気性能を示す磁性合金を効率よく製
造することのでき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発揮するものと期待され、
物性研究面および生産面共に活発な運屋を見せている。

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３４４番目
の構成元素として加えることや、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
程に先立フて合金の粉末化処理が必要であること、■粉
末状であるため酸化を受は易く、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フていない。

′ｓ２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）□８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ｒａｌｆｆｉ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、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］ 鋳造時に柱状晶を一方向に配向させる技術として、例え
ば特公昭５１−２８５６３号公報の技術が提案されてい
る。この技術は、鋳造用磁石材料を溶製後、電熱線ヒー
タにより予め側面を加熱保温し壁面内に上下方向の温度
勾配を与えた高純度アルミナ族の湾状鋳型に上方から溶
湯を流入せしめ、該鋳型の底部から冷却して一方向に結
晶成長させて柱状結晶を得るものである。この方法で得
られる柱状晶は、鋳型の底部から１斗方向へ放射状に延
びるものであり、しかも鋳塊の頂部と底部における結晶
粒径のばらつきが大きく、特に頂部の結晶粒径は粗大な
ものとなり、期待する磁気特性は得られていない。即ち
、配向性について必ずしも優れているとは言えないばか
りか、優れた磁気特性［例えば（ｓ　Ｆｆ）’−＝’＝
≧２５ＭＧＯａコを発揮させる為に重要とされている平
均結晶粒径の微細（例えば５０μｍ以下）・均一性につ
いても大きな課題が残されている。

一方「技術報告、　Ｎｏ、　Ｇ　−８９−４６Ｊ（１９
８９年６月３０日９株式会社神戸製鋼所発行）には、鉄
鋼技術分計における一方向凝固鋼塊の品買調査について
示されている。これによれば下注ぎ法によって溶鋼を鋳
込み、且つ鋳型の上面を断熱侃温剤で保温することによ
って、一方向凝固鋼塊を得ることが示されている。しか
しながらこの技術では、基本的に下注ぎ鋳型法を採用し
ており、注入工程で注入管や定盤によって溶湯の熱量が
奪われ、鋳型に入ってからの柱状晶生成の因子であると
ころの液相からの注湯温度差（以下スーパーヒートと呼
ぶ）が少なくなるという欠点があった。従って、この技
術では、柱状晶生成領域を１００％とすることができず
、また歩留りが悪くなるという問題を生じていた。

本発明は、こうした状況のもとになされたものであって
、その目的は、注入方式、鋳込温度および冷却速度等を
規制することによって柱状晶の配向性を高めつつ平均結
晶粒径の微細化を達成し、磁気的特性の優れたＲＥ−Ｔ
Ｍ−Ｂ系合金を得ることのできる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
含有する合金溶湯を、略水平に配置された鋳型内へ、鋳
型上方より加熱・保温しながら上注ぎ法によって１２０
０〜１７００℃テ鋳込み、上下方向の温度勾配を５℃／
ｃｍ以上に維持しつつ５〜ｂ り冷却するところに要旨を有するものである。

［作用コ 本発明者らはこうした状況の下で、磁気特性を向上［例
えば（ＢＨ）、、、≧２５ＭＧＯｅコさせるという観点
から、柱状晶を優れた方向性の下に１００％生成させ且
つ平均結晶粒を５０μｍ以下にする為の鋳造条件につい
て様々な角度から研究を進めた。その結果、注入方式を
上注ぎ方式とし、且つ鋳型キャビティーを略水平に配置
されたやや薄めに構成し、上面側を加熱・保温しつつ下
面側のみから冷却する方法を採用して鋳込温度冷却速度
および温度勾配等を規制すれば、希望する鋳塊が得られ
ることを見出し、本発明を完成した。

本発明は上述の如く、注入方式を上注ぎ方式とした。こ
れは、十分なスーパーヒートを得る為には、注湯時の温
度低下を極力防止する必要があるからである。この方式
であれば下注ぎ方式における鋳込み時の注入管や定盤等
による奪熱が防され、十分なスーパーヒート量が得られ
る。

またこのときの溶湯の鋳込温度は１２００〜１７００℃
となる様に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、鋳型への注湯
時の冷却および機械的刺激によって溶湯の一部が凝固し
等軸孔として溶湯中に巻込まれるほか、チルプレート（
後記第１．２図参照）との接触部に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
組織が得られ難くなる。しかし鋳込温度を１２００℃以
上に設定しておくと、鋳込み時に等軸孔を生じることが
なく、また仮に鋳込初期にチルプレートとの接触部で微
結晶が生成したとしても、合金溶湯の保有熱によって該
微結晶の大部分が溶融し、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の成長
が起こり、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孔生成によ
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、鋳塊の焼付きが起こり易くなり、当該焼付部を基点
として柱状晶が扇形に成長する現象が起こって柱状晶の
方向性が乱れ、配向性の優れた柱状晶組織が得られなく
なるので、鋳込温度は１７００℃を超えない様にコント
ロールしなければならない。尚上記範囲内であっても鋳
込み温度が低めの場合は、鋳込速度が遅過ぎると微結晶
が大量に生成し柱状晶の成長が妨げられる危険があるの
で、鋳込量速度５にｇ／ｓｅｃ程度以上の速度で鋳込む
のがよい。

本発明に用いる鋳型の構成については特に限定される訳
ではないが、例えば第１図に示す如く略水平に配置され
たチルプレート１とその上方に略水平に配置された加熱
・保温板２で構成される鋳型内へ鋳込む所謂水平鋳造方
式を採用すると共に、チルプレート１側から冷却する構
成が挙げられる。この様な水平鋳造方式では、下面全体
からの冷却であるため冷却速度を大きくすることができ
、鋳塊の平均結晶粒径を５０μｍ以下とすることに寄与
する。またこうした観点から、また等軸孔を生成させな
いという観点からも、冷却速度は５℃／ｌｉｎ以上とす
る必要がある。但（）、冷却速度をあまり大きくしすぎ
ると鋳塊割れが生じるので、その上限は３０℃／ｗｉｎ
とすべきである。尚冷却速度の好ましい範囲は、１０〜
ｂ である。

鋳込まれた合金溶湯はチルプレート１との接触面に生成
する結晶核を起点として上向きの柱状晶が成長していく
。このときチルプレートの対面側は加熱・保温板２で構
成されているので、加熱・保温板２側からの等軸孔また
は柱状晶等の生成・成長は阻止されている。従って柱状
晶は該チルプレート１の上面から垂直上方へ成長してい
くのみであり、互いに手内で且つ略垂直に延びた柱状晶
が形成され、配向性の優れた結晶組織が得られる。尚柱
状晶を得る為には、溶湯中の温度勾配も重要であり、等
軸孔を生成させずに柱状晶を生成させるには該温度勾配
を５℃／ｃｍ１以上とする必要がある。

上記の各要件を満足することによって、平行性且つ配向
性の良い柱状晶が１００％となり、しかも平均粒径が５
０μｍ以下の均一な結晶組織の鋳塊が得られる。尚上記
の要件、特に冷却速度を５〜ｂ とする為には、前記加熱・保温板２の温度も適当な範囲
にすることが推奨され、その温度はチルプレートからの
奪熱量にもよるが、一般的には５００〜１６００℃程度
とするのが好ましい。

即ち、５００℃未満では加熱・保温効果が得られず、加
熱・保温板２側からも、結晶が生成し、１００％の柱状
晶が得られず、１６００℃を超えると、チルプレートの
冷却条件をどの様に設定しても冷却速度を５〜ｂ 難となり、平均粒径を５０μｍ以下とすることはできな
くなる。また加熱・保温板２を加熱または保温する為の
方式については特に限定するものではなく、例えばＦｅ
Ｏ３、ＭｇＯ，５ｉｎ２等と２〜７０％程度の金属アル
ミニウムを組合せて発熱させる方式、或は加熱・保温板
２を高純度アルミナ等からなる発熱性耐火物で構成し、
これを電気ヒータによって加熱する方式等が採用できる
。

かくして得られる鋳片は、柱状晶がチルプレート側から
断熱板側に向けて垂直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。

次に本発明の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、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１ｆ！ｌ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、特にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の鉄族元素
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、一般的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１５〜４０重量％が適当であり、１５重量
％未満では上記３元系永久磁石における主相ＲＥ２−７
Ｍ１４−Ｂ　（原子比、例えばＰｒｚＦｅｔ４Ｂ）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４０重量％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。尚希
土類元素の好ましい範囲は２９〜３４重量％程度である
。

遷移元素は磁性相形成にとって必須の元素であって、５
７〜８５重量％が適当であり、５７重量％未満では非磁
性相の量が不足する。一方８５重量％を超えると、相対
的に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。遷移元素のうち最も代表的
なものはＦｅ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。尚遷移元素の好ましい範囲は６５
〜７０重量％程度である。

Ｂは０．５〜３．０重量％が好ましく、０．５　ｇ量％
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３．０重
量％を目安とすれば良い。尚Ｂの好ましい範囲は０．８
〜１．０重量％程度である。

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２Ｆ１以上を選んだもの（例えばＦｅとＣ
ｏ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、（ＢＨ）ｓａｗ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−Ｔ
Ｍ−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って保磁
力の向上に努めるのも良い。

尚本発明者らの研究によると上記成分の他、Ｇａ、Ｉｎ
、Ｓｎ等の元素の添加も磁気特性の向上に極めて効果的
であることを見出している。

即ちＧａ、Ｉｎ、Ｓｎ等の添加は、熱間加工時にＲ２−
Ｔ　Ｍ　１４−　Ｂ　（原子比、例えばＰｒ２Ｆ　８１
４Ｂ　）からなる第１相の回りに（Ｇａｔｎ、ｓｎ）含
有Ｒリッチ薄膜相乃至粒界相を形成し、それによる効果
として第１相の結晶方位が圧延中に極めて良く揃い、磁
束密度（Ｂｒ）や保磁力（ｉＨｃ）の向上に寄与するの
である。これらの元素は１種以上を組合せて添加すれば
よいが、添加量は総和で０３１〜１．０重量％とするの
が好ましく、０．１重量％未満では（Ｇａ、Ｉｎ５ｎ）
含有Ｒリッチ相が少なくなり、′ｓ１相の結晶方位配向
の不足が発生する。一方１．０重量％を超えると、前記
（Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ）含有Ｒリッチ相の過剰乃至第１相
の体積率不足を生じ、磁束密度の低下を招く。

尚本発明に侮る合金は高温条件のもとで極めて酸化を受
は易く、また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、鋳込み雰囲気も不活性ガスでシ
ールドしてお（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。

本発明によって得られる鋳塊は、その後熱間圧延もしく
は熱間鍛造することによりて更に磁気特性を向上し得る
ことは上述した通りであるが、特に熱間圧延するに当た
っては、合金鋳塊をそれよりは高融点の素材からなる金
属カプセルに封入して行なうカプセル圧延を実施するの
が有効である。即ち、機械的配向による磁気異方性の向
上を図るには、鋳塊中に液相が生成するほどの高熱条件
下で熱間圧延を行なう必要があるが、この際合金鋳塊と
圧延ロールの融着を防止するという観点から、上記金属
カプセルを用いた熱間圧延が極めて有効である。

［実施例］ 第１表に示す組織の合金を５００ｋｇ級の真空溶解炉で
溶製し、第１図または第２区に示す構造の水平鋳型を用
いて鋳造を行なった。

第１表 ′！Ｊ１図は発熱保温材方式による構成を示すものであ
り、図中１は純銅製のチルプレート、２は加熱・保温板
（発熱保温材）、３はタンデイツシュ、４は側壁（Ｍｇ
Ｏボード）、５は鋳わく、６は注湯口、７はガス抜き孔
、１０はキャビティーを夫々示す。

尚発熱保温材としては、下記組成のものを用いた。

（発熱保温材組成） 金属ＡＩ　　　　４０〜４６重量％ Ａ１２０３　　１３〜１８重量％ ＳｉＯ２２７〜３５重量％ Ｍ　ｇ　Ｏ＜２．０重量％ ＦｅＯ３＜１．０重量％ 一方第２図は電気ヒータ加熱保温方式による構成を示す
ものであり、図中１．４，５，７．１０は第１図と同じ
意味であり、８は耐火物高純度アルミナ製耐火物からな
る加熱・保温板であり、９は５ｉｃｋ：一タ（３ａｍφ
、２００Ｖ、３０ＫＶＡ　）である。

尚キャビティー１０の寸法は、いずれも幅５００　ｍｍ
Ｘ高さ１００ｍｍＸ長さ２０００ｍｍである。キャビテ
ィー１０内をＡｒガス置換すると共に、注湯部のまわり
もＡｒガスによって大気からシールドし、鋳込み温度は
１０００〜１６００℃に設定した。

鋳造条件、鋳片の平均結晶粒径および柱状晶含有率を第
２表に示す。また得られた各鋳片の表面に窒化硼素を塗
布してから８ｇ（ｓｔｏｃ）カプセルに封入し、ｔｏｏ
ｏ℃、１ヒート・４バス（１バス当たりの圧下率：３０
〜３５％）で総圧下率８５％となる様に熱間圧延した後
、１℃／分の速度で冷却し、ｔｏｏｏｔｘａ時間および
４７５℃×２時間の熱処理後空冷し、該圧延材の磁気的
性能も調べた。結果をｉ４２表に併記する。

第２表より次の様に考えることができる。

実験ＮＯ，１〜５：本発明の規定要件を満たす実施例で
あり、鋳塊は微細な柱状晶が １００％得られており、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、６：鋳込温度が、１２００℃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 くなって磁気的特性は低下した。

実験Ｎｏ、７：鋳造時の急冷速度が％ｔ／ｓｅｃ未満且
つ温度勾配が５℃／ｃ１未満である 比較例であり、結晶粒径も大きくま た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、８：鋳造時の保温温度が低いことによりて温
度勾配が小さいので、柱状晶の 含有率が極めて少なく、磁気特性は 低下した。

実験Ｎｏ、９：本発明の要件をいずれも満足しない比較
例であり、平均結晶粒径も大き く、柱状晶含有率も極めて小さく なっている。

［発明の効果コ 本発明は以上の様に構成されており、例えば下面側をチ
ルプレート、上面側を加熱・保温板とする水平鋳型を使
用すると共に、注湯方式、鋳造時の鋳込温度、急冷速度
、温度勾配等の範囲を特定することによ）て、１００％
の柱状晶が一方向に配向し且つ微細な結晶粒径を有し、
優れた磁気特性を示す鋳塊を製造し得ることになった。

そしてこの鋳塊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、高保磁力の希土類磁石を得ることがで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明で使用される鋳型設備を示
す概略説明図である。 １・・・チルプレート　　　２．８−・・加熱・保温板
３・・・タンプッシュ　　　４・・・側壁１０・・・キ
ャビティー

Claims (1)

【特許請求の範囲】
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溶湯を、略水平に配置された鋳型内
   へ、上注ぎ法によって１２００〜１７００℃で鋳込み、
   鋳型上方より加熱・保温しながら上下方向の温度勾配を
   ５℃／ｃｍ以上に維持しつつ５〜３０℃／ｍｉｎの冷却
   速度で鋳型下方より冷却することを特徴とする磁性合金
   の水平鋳造方法。