JPH01704A - 希土類−鉄系永久磁石 - 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〕 本発明は希土類−鉄系永久磁石に関する。

〔従来の技術〕

従来、希土類−鉄系の永久磁石には次の４通りの方法に
よる磁石が報告されている。

（１）粉末冶金法に基づく焼結法による磁石。（参考文
献１） （２）アモルファス合金を製造するのに用いる急冷薄帯
製造装置で厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂で結合する磁石。（参考文献（３）　　（２）
の方法で使用した同じ薄片を、２段階のホットプレス法
で機械的配向処理を施した磁石。

（参考文献３） （４）鋳造インゴットを１段階の熱間加工により、機械
配向処理を施した磁石。（参考文献４）参考文献 １、特開昭５９−４６００８号公報 ２、特開昭５９−２１１５４９号公報 ３、特開昭６０−１００４０２号公報 ４、特願昭６１−１４４５３２号 次に上記の従来方法について説明する。

先ず（１）の焼結法では、溶解・鋳造により合金インゴ
ットを作製し、粉砕して適当な粒度（数μｍ）の磁石粉
を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと混練され、磁
場中でプレス成形されて成形体が出来上がる。成形体は
アルゴン中で１１００℃前後の温度で１時間焼結され、
その後室温まで急冷される。焼結後、６００℃前後の温
度で熱処理することにより保磁力を向上させる。

（２）のメルトスピニング法による急冷薄片を用いた樹
脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の最適な回転数
でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。

得られた厚さ３０μｍのリボン状薄帯は、直径が１００
０Å以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶
粒は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を適当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。

（３）の製造方法は、（２）におけるリボン状急冷薄帯
あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で二段
階ホットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性を有す
るＲ−ＦｅＢ［石を得るものである。

このプレス過程では一軸性の圧力が加えられ、磁化容易
軸がプレス方向と平行に配向して、合金は異方性化する
。

尚、最初のメルトスピニング法で作られるリボン状薄帯
の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時の粒径よりも
小さめにしておき、後のホットプレス中に結晶粒の粗大
化が生じて最適の粒径になるようにしておく。

（４）の製造方法は、（１）と同様に溶解・鋳造により
作製した合金インゴットを、真空中あるいは、不活性ガ
ス雰囲気中で熱間加工することにより異方性を有するＲ
−Ｆｅ−Ｂ磁石を得るこのもである。

この方法では、異方性方向は（３）と同じく加工方向に
あるが、熱間加工は一段階のみでよく、結晶粒も、加工
によりむしろ小さくなるという違いがある。

〔発明が解決しようとする課題〕

叙上の従来技術で一応希土類元素と鉄とボロンを主成分
とする永久磁石は製造できるが、これらの製造方法には
次の如き欠点を有している。

（１）の焼結法は、合金を粉末にするのが必須であるが
、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金は大変酸素に対して活性であるの
で、粉末化すると余計酸化が激しくなり、焼結体中の酸
素濃度はどうしても裔くなってしまう。又粉末を成形す
るときに、例えばステアリン酸亜鉛のような成形助剤を
使用しなければならず、これは焼結工程で前もって取り
除かれるのであるが、成荊助剤中の敵側は、磁石体の中
に炭素の形で残ってしまう。この炭素は著しくＲ−Ｆｅ
−Ｂ合金の磁気性能を低下させ好ましくない。

成形助剤を加えてプレス成形した後の成形体はグリーン
体と言われ、これは大変脆く、ハンドリングが難しい。

従って焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当の手
間が掛かることも大きな欠点である。これらの欠点があ
るので、−船釣に言ってＲ−Ｆｅ−Ｂ系の永久磁石の製
造には、高価な設備が必要になるばかりでなく、生産効
率が悪く、結局磁石の製造コストが高くなってしまう。

従って、比較的原料費の安いＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の長所
を活かすことができる方法とは言い難い。

次に（２）並びに（３）の方法は、真空メルトスピニン
グ装置を使用するがこの装置は現在では、大変生産性が
悪くしかも高価である。

（２）の樹脂結合による方法は、原理的に等方性である
ので低エネルギー積であり、ヒステリシスループの角形
性もよくないので温度特性に対しても、使用する面にお
いても不利である。

（３）の方法は、ホットプレスを二段階に使うというユ
ニークな方法であるが、実際に量産を考えると大変非効
率になることは否めないであろう。

更にこの方法では、高温例えば８００℃以上では結晶粒
の粗大化が著しく、それによって保磁力ｉＨｃが極端に
低下し、実用的な永久磁石にはならない。

（４）の方法は、粉末工程を含まず、ホットプレスも一
段階でよいために、最も製造工程を簡略化されるが、性
能的には（１）（３）に比してやや劣るｋいう問題があ
った。

本発明は、以上の従来技術のうち特に（４）の性能面で
の欠点を解決するものであり、その目的とするところは
、高性能かつ低コストな希土類−鉄系永久磁石を提供す
ることにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明の永久磁石は、希土類−鉄系永久磁石に関するも
のであり、具体的には式ＲＦｅＢＣｕで表わされる組成
を有し原子百分比において８〜３０％のＲ（但しＲはＹ
を包含する希土類元素の少なくとも一種）、２〜２８％
のＢ、６％以下のＣＵ、及び残部が鉄及びその他の製造
上不可避な不純物からなる合金を溶解及び鋳造後インゴ
ットを５００℃以上の温度で熱間加工することにより結
晶粒を微細化しまたその結晶軸を特定の方向に配向せし
めて、該鋳造合金を磁気的に異方化することを特徴とす
る。

等法外の磁石としては、式ＲＦｅＢＣｕで表わされる組
成を有し原子百分比で８〜２５％のＲ（ただしＲはＹを
包含する希土類元素の少なくとも一種）、２〜８％のＢ
、６％以下のＣｕ、そして残部が鉄及びその他の製造上
不可避な不純物からなる合金を溶解および鋳造後、該イ
ンゴットを２５０℃以上の温度で熱処理することにより
保磁力を向上せしめることができる合金を使用すること
を特徴とする。

磁気特性向上のためには、熱間加工前あるいは熱間加工
後あるいは熱間加工前と後の両方において、２５０℃以
上の温度で熱処理することにより保磁力を向上せしめる
ことができる合金を使用することを特徴とする。

温度特性の向上のためにはＦｅの５０原子％以下をＣｏ
で置換することを特徴とし、さらなる磁気特性の向上の
ためには、Ａβ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｔｉ、、Ｚｒ、、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、、Ｍｎ、Ｂｉのうち一種ま
たは２種以上を６％以下添加することを特徴とする。

製造上不可避な不純物としては、原子百分比でＳを２％
以下、Ｃを４％以下、Ｐを４％以下含有することを特徴
とする。

樹脂結合磁石化のためには、熱間加工により粒子が微細
化する性質を利用し、樹脂結合磁石とするための粉砕を
施した後に有機バインダーと混練し、異方性あるいは等
法外の樹脂結合磁石とできることと、熱間加工′により
粒子が微細化する性質を利用し、かつ水素化物を作り粒
子が微細化しやすい性質を利用して粉砕し、有機バイン
ダーとともに混練して樹脂結合磁石とすること、さらに
粉砕した後、希土類及び希土類合金原子を粉末に物理あ
るいは化学蒸着によりコーティングすることを特徴とす
る。。

前記のように、従来の技術で説明した、焼結法、急冷法
はそれぞれ粉砕による粉末管理の困難さ、生産性の悪さ
といった大きな欠点を有している。

本発明者らは、これらの欠点を改良するために、さきに
、従来技術（４）で説明した鋳造インゴットを熱間加工
で異方化するという方法を発明した。同方法は、粉末工
程を経ず、成形に有機バインダーを用いないことから、
酸素、炭素濃度が非常に低く、また工程が著しく簡略化
されるという特徴を存している。しかし、性能的には焼
結法に比して配向度の悪さのために若干、劣っていた。

本発明者らは、この欠点を改良するため、種々の添加元
素の研究に着手し、Ｃｕが配向度の向上のために非常に
有効であることを発明した。

従来、Ｃｕ添加の例としては、参考文献５（特開昭５９
−１３２１０５号）等の例があるが、ＣＵは積極的に添
加する元素としてではなく、純度の低い安価な鉄を用い
るときの不純物として考えられてきた。それゆえ、Ｃｕ
を添加することにより性能が向上したという例はなく、
参考文献５によれば、Ｃｕを１％含有するだけで、（Ｂ
Ｈ）、、Ｘは１０ＭＧＯｅ程度にまで低下していた。本
発明においてはＣｕは積極的に添加する元素であり、添
加により性能が大幅に向上するところがら、添加の意味
するところは参考文献５とは全く異なる。

次にＣｕの与える実際の効果について説明する。

本発明においては、Ｃｕ添加により、インゴットを熱間
加工を経ず単に熱処理するだけの鋳造磁石としても、ま
た熱間加工を施した後の異方性磁石としても、エネルギ
ー積、保磁力が増加している。

Ｃｕの効果は、他の保磁力を増すのに効果のある元素、
たとえばＤｙなどとは大きく異なる。すなわち、Ｄｙは
Ｒｚ−ｘ　Ｄ）’ｘ　Ｆｅ＋４Ｂとして本系磁石の主相
の希土類元素を置換することにより、主相の異方性磁場
を増加させ、その結果として保磁力の増加を見るわけで
ある。ところがＣｕの場合は主相中のＦｅを置換すると
いうより、主とじて粒界の希土類リッチ相に希土類とと
もに存在している。

よく知られているように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石の保磁
力は主相のＲ２Ｆｅ、、Ｂ相のみではほとんど得られず
、粒界相である希土類リッチ相の共存により、始めて得
られる。現在、我々の発見したＣｕの他にも、Ａｆ、Ｇ
ａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ　ｉ等の元素が保磁力増大効果があ
るとして知られているが、いずれも主相に直接、影響を
与えるのではなく、粒界相に影響を与える元素と考えら
れている。Ｃｕもそのうちの一つと考えられ、Ｃｕ添加
により、鋳造後、及び熱間加工後に、金属組織上の変化
が表われる。それは以下の２つに分類される。

（１）鋳造時の結晶粒の微細化。

（２）加工性改善による、加工後組織の均一化。

参考文献４に示されるように、本系磁石の保磁力機構は
、その初磁化曲線の急峻な立ち上がりから、ニュークリ
エーションモデルによると考えられる。

このことは、保磁力は結晶粒の大きさに依存することを
意味する。鋳造法による磁石の場合、結晶粒のサイズは
鋳造時点で決定されるため、Ｃｕによって鋳造磁石とし
ての保磁力が増大したのである。

次に加工性の改善について説明する。本系磁石の熱間加
工性については、希土類リッチ相が大きく関係している
。すなわち同相が粒子の回転を助長し、加工による破壊
から粒子を保護している。

Ｃｕは、希土類リッチ相とともに存在し、その融点をさ
らに下げることにより、加工性をよくし、加工後の組織
を均一化することにより、結晶粒のプレス方向への配向
度を高めると考えられる。

樹脂結合磁石化の機構については、Ｃｕ添加を行っても
参考文献４に示した機構と変化はない。

以下、本発明による永久磁石の組成形限定理由を説明す
る。希土類としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ５５
ｍ、、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、　Ｄｙ、Ｍｏ、Ｅｕ、Ｔｍ、
Ｙｂ、Ｌｕが候補として挙げられ、このうちの１種ある
いは１種以上を組み合わせて用いられる。最も高い磁気
性能はＰｒで得られる。従って実用的にはＰ　ｒ、　Ｎ
ｄ、　Ｐ　ｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が用
いられる。また少量の重希土元素Ｄｙ、Ｔｂ等は保磁力
の向上に有効である。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ２
Ｆｅ、、Ｂである。従ってＲが８原子％未満では、もは
や上記化合物を形成せずα−鉄と同一構造の立方晶組織
となるため高磁気特性は得られない。

一方Ｒが３０原子％を越えると非磁性のＲｒｉｃｈ相が
多（なり磁気特性は著しく低下する。よってＲの範囲は
８〜３０原子％が適当である。しかし鋳造磁石とするた
め、好ましくはＲ８〜２５原子％が適当であ、る。

Ｂは、Ｒ２Ｆｅｔ４Ｂ相を形成するための必須元素であ
り、２原子％未満では菱面体のＲ−Ｆｅ系になるため高
保磁力は望めない。また２８原子％を越えるとＢに冨む
非磁性相が多くなり、残留磁束密度は著しく低下してく
る。しかし鋳造磁石としてはＢ８８原子以下がよく、そ
れ以上では特殊な冷却を施さないかぎり、微細なＲ２Ｆ
ｅ、、Ｂ相を得ることができず、保磁力は小さい。

Ｃｏは本系磁石のキュリー点を増加させるのに有効な元
素であり、基本的にＦｅのサイトを置換しＲ２Ｃｏ、４
Ｂを形成するのだが、この化合物は結晶異方性磁界が小
さく、その量が増すにつれて磁石全体としての保磁力は
小さくなる。そのため永久磁石として考えられるＩＫＯ
ｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。

Ｃｕは前述したように柱状組織の微細化、熱間加工性の
向上により、エネルギー積、保磁力を増加させる元素で
ある。しかし、非磁性元素であるので、その添加量を極
端に増すと残留磁束密度が低下するので６原子％以下が
よい。

Ｃｕの他にＧ　ａ　、　’Ａ　４２、Ｓｔ、Ｂｉ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｔ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚ　
ｒ、Ｈ「等の元素も保磁力の向上の効果が認められる。

また、１５種類の元素は単独で添加するよりもＣＵと複
合させてＲ−Ｆｅ−Ｂに加えた方が効果が相乗的に高ま
る。これら元素はＮｉを除いて、いずれも主相に直接影
響を与えずに、粒界相に影響を与えると考えられるので
比較的少量で効果が出る。従って、Ｎｉを除いた他の元
素の添加量は６原子％以下でよい。これ以上多いとＣｕ
の時と同様に残留磁束密度が低下する。ただしＮｉのみ
は主相に固溶するので３０原子％位まで全体的な磁気性
能を極端に低下させずに加えられる。しかし、残留磁束
密度をある程度確保するために６％以下とした。なお、
該１５種の元素は複合してＲ−”Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕに添加
しても効果が認められる。

不純物元素（ｓ、ｃ、ｐ）はその含有を許すことにより
、本系磁石における原料選択の範囲を増すという効果を
有する。例えば原料とシてフェロポロンを用いた場合、
ｃＳｓ、ｐが含有されることが多い。こういった不純物
を含む原料の使用を可能することにより、原料コストは
大きく低下するが、磁石体の不純物含有量に応じて残留
磁束密度は大きく低下してしまう。そのためＳ２．０原
子％以下、Ｃ４，０原子％以下、Ｒ４，０原子％以下が
良い。

〔実施例１〕 以下本発明による製造法の説明する。

まず所望の組成の合金を誘導炉で溶解し、鋳型に鋳造す
る。次に磁石に異方性を付与するために、各種の熱間加
工を施す。本実施例では、−船釣な鋳造法ではなく、特
殊鋳造法として急冷による結晶粒微細効果の大きなＬｉ
ｑｕｉｄ　　ｄｙｎａｍｉｃ　　ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ
法（参考文献６、Ｔ、Ｓ、Ｃｈｉｎ他、Ｊ、Ａｐｐｌ、
Ｐｈｙｓ、５９（４）、１５　　Ｆｅｂｒｕａｒｙ　　
１９８６゜Ｐ１２９７）を用いた。本実施例では、熱間
加工として■押し出し加工、■圧延加工、■スタンプ加
工、■プレス加工のいずれかを１０００　’Ｃで施した
。押し出し加工については、等方的に部が加えられるよ
うにグイ側からも力が加わるよう工夫した。圧延及びス
タンプについては、極力ひずみ速度が小さくなるように
ロール・スタンプの速度を調整した。いずれの方法でも
合金の押される方向に平行になるように結晶の磁化容易
軸は配向する。

第１表の組成の合金を溶解し、第１図に示す方法で磁石
を作製した。ただし用いた熱間加工法は表中に併記した
。また熱間加工後のアニール処理はすべて１０００　’
ＣＸ　２４時間行った。

第１表 次に結果を示す。参考データとして熱間加工を行わない
試料の残留磁束密度を示した。

第２表 第２表より、押し出し、圧延、スタンプ、プレスのすべ
ての熱間加工法で残留磁束密度が増加し、磁気的に異方
化され、さらにＣｕ、Ｇａ添加のものでは著しく、エネ
ルギー積が向上していることがわかる。

〔実施例２〕 ここでは、通常の鋳造法を用いた実施例を紹介する。ま
ず第３表のような組成を誘導炉で溶解し鉄鋳型に鋳造し
、柱状晶を形成せしめる。加工率約５０％以上の熱間加
工（本実施例ではプレス）を行った後、インゴットを磁
気的に硬化させるため１０００℃×２４時間のアニール
処理を施した。

このときアニール後の平均粒径は約１５μｍであった。

鋳造タイプの場合は、熱間加工を行わず、所望形状に加
工すれば、柱状晶の異方性を利用した面内異方性磁石と
なる。

第３表 第４表に各組成に対し、アニール処理のみを施したもの
と、熱間加工後アニール処理を施したものの結果を示し
た。

第４表 熱間加工によって（ＢＨ）、、、、ｉＨｃともに大幅な
増加を示している。これは加工により粒子が配向し、４
πＩ　−Ｈループの角形性が大幅に改善されたためであ
る。参考文献３の急冷リボンのホットプレスによる配向
では、加工によりむしろｉＨｃは減る傾向にあり、ｉＨ
ｃの大幅増加は本発明の大きな特徴になっている。また
本実施例によりＣｕの添加量ｃ、ｓ、ｐといった不純物
の含有限界もわかる。

〔実施例３〕 実施例（２）において最も高い性能の得られた、Ｐｒ＋
ｔＦｅｔｓｃｕｔｓＧａｏ、ｓ　Ｂ＆組成を用いて樹脂
結合磁石化を試みた例を示す。樹脂結合磁１石化は次の
３つの方法で行った。

（１）鋳造上がりのインゴットを室温において１８−８
ステンレス鋼製容器中、１０気圧程度の水素ガス雰囲気
のもとての水素吸蔵と１０−’ｔ。

ｎでの脱水素をくり返し行い粉砕後、２．５重量％のエ
ポキシ樹脂と混練し、１５ＫＯｅ磁場で一辺が１５ｍｍ
のキュービックを成形した。このとき粉砕後の平均粒径
は約３０μｍ（フィッシャーサブシープサイザーにて測
定）だった。

（２）熱間加工後のインゴットをスタンプミル、ディス
クミルにて同じく平均粒径約３０ａｍにまで粉砕した。

このとき粒内のＰｒ２Ｆｅ＋ｄ３相の粒径は２〜３μｍ
であった。この粉末を（１）と同様の方法で、圧縮磁場
成形した。

（３）　　（２）で用いた粉末をシランカップリング剤
で表面処理したのち４０Ｖｏ１％のナイロンにと約２５
０″Ｃで混練した後、同じく一辺が１５ｍｍのキュービ
ックを１５ＫＯｅの磁場で射出成形した。

（４）　　（１）で用いた粉末にＤｙを高周波スパッタ
により約０．５μｍつけ、その後、粉末を円筒状のケー
スにＡｒとともに封入し、３００℃で１時間処理後、再
び（１）と同様の条件で樹脂結合磁石とした。

以上の結果を第５表に示す。

第５表 本発明によれば異方性の樹脂結合磁石の製造が可能なこ
とがわかる。

〔実施例４〕 実施例２で用いたＮ（Ｌ　１、ｋ４、ｋｌｏを６ｏ″Ｃ
×９５％恒温槽内にて耐候性試験を行った。第６表にそ
の結果を示す。

第６表 Ｎｏ、　１組成、焼結法で用いられる標準組成であり、
Ｎα４．Ｎα１０は本発明に適した組成である。第５表
の結果から、本発明によれば、磁石の耐候性を大きく改
善できることがわかる。このことは、粒界に存在するＣ
ｕの影響とＮα４．Ｎα１０の組成がＮｏ、　１組成に
比して低Ｂ組成であり、不動態膜を形成しないとされる
ボロンリッチ相を含まないことの影響と考えられる。

〔実施例５〕 実施例２と同様の方法で第７表の組成の磁石を作成した
。その結果を第８表に示す。Ｎα１は比較例である。

第７表 第８表 Ｃｕにさらにひとつの添加元素を加えることにより、磁
気特性、特に保磁力の向上が、比較例であるＮα１に対
して見られる。

〔発明の効果〕

以上述べたように本発明によれば、従来の鋳造法の欠点
であった磁気特性の改善がなされ、焼結による磁石と同
等、もしくはそれ以上の性能を得ることができる。その
ため、製造工程の短縮、異方性樹脂結合磁石が可能とい
った、鋳造法の長所がさらに助長される。

以上 出願人　　セイコーエプソン株式会社 代理人弁理士　最上　　務　他１名

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. （１）式ＲＦｅＢＣｕで表わされる組成を有する合金を
   溶解および鋳造後該鋳造インゴットを５００℃以上の温
   度で熱間加工することにより結晶粒を微細化しまたその
   結晶軸を特定の方向に配向せしめて、該鋳造合金を磁気
   的に異方性化することを特徴とする希土類−鉄系永久磁
   石。
2. （２）式ＲＦｅＢＣｕで表される組成を有する合金を溶
   解および鋳造後、該インゴットを２５０℃以上の温度で
   熱処理することにより保磁力を向上せしめることができ
   る合金を使用することを特徴とする希土類−鉄系永久磁
   石。
3. （３）熱間加工前あるいは熱間加工後あるいは熱間加工
   前と後の両方において、２５０℃以上の温度で熱処理す
   ることにより保磁力を向上せしめることができる合金を
   使用することを特徴とする第１項記載の希土類−鉄系永
   久磁石。
4. （４）Ｆｅの５０原子％以下をＣｏで置換することを特
   徴とする第１項、第２項もしくは第３項記載の希土類−
   鉄系永久磁石。
5. （５）原子百分比でＧａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｖ、Ｎｂ
   、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
   ｆを単独あるいは複合で６％以下添加することを特徴と
   する第１項、第２項、第３項、第４項のいずれかに記載
   の希土類−鉄系永久磁石。
6. （６）原子百分比でＳを２％以下、Ｃを４％以下、Ｐを
   ４％以下含有することを特徴とする第１項、第２項、第
   ３項、第４項、第５項のいずれかに記載の希土類−鉄系
   永久磁石。
7. （７）熱間加工により粒子が微細化する性質を利用し、
   樹脂結合磁石とするための粉砕を施した後に有機バイン
   ダーと混練し、異方性あるいは等方性の樹脂結合磁石と
   できることを特徴とする第１項、第３項、第４項、第５
   項、第６項のいずれかに記載の希土類−鉄系永久磁石。
8. （８）熱間加工により粒子が微細化する性質を利用し、
   かつ水素化物を作り粒子が微細化しやすい性質を利用し
   て粉砕し、有機バインダーとともに混練して樹脂結合磁
   石とすることを特徴とする第１項、第３項、第４項、第
   ５項、第６項のいずれかに記載の希土類−鉄系永久磁石
   。
9. （９）粉砕した後、希土類および希土類合金原子を該粉
   末に物理あるいは化学蒸着によりコーティングすること
   を特徴とした第７項または第８項記載の希土類−鉄系永
   久磁石。