JPH023206A - 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１ 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２） （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、（参考文献参考文献　１．特開
昭５９−４６００８号公報〃　　　２．特開昭５９−２
１１５４９号公報〃　　　３．特開昭６０−１００４０
２号公報〃　　　４．特願昭６１−１４４５３２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３
０μｍのリボン状薄帯は、直径が１０００Å以下の結晶
の集合体であり、脆（て割れ易（、結晶粒は等方向に分
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　−Ｆ　ｅ　−Ｂ　Ｍｎ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−８ｍ石を得るものである。

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］ 取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５ｆ１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
素温度はどうしても高くなってしまう、又粉末を成形す
るときに、例＾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、成形助剤中の散開は、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合金の磁気性質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、−射的に言って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
を活かすことが出来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
悪くしがも高価である。

（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、ホットプレスを一
段階でよいために、最も製造工程が簡略化されるが、性
能的には（１）（３）に比してやや劣るという問題があ
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ＲＦｅＢＭ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くとも一種）、２〜２８％のＢ
、６％以下のＭ（ここでＭはＲ−Ｍ２元系の共晶温度が
Ｒ−Ｆｅ系よりも低い元素の少くとも一種）、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。

等方性の磁石としては、式ＲＦｅＢＭ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Ｍ（ここでＭはＲ−Ｍ２元系の共晶温度がＲ
−Ｆｅ系よりも低い元素の少くとも一種）、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。

Ｍの具体例としてはＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎのうち少く
とも一種であ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、Ａ忍、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
方性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、炭素温度が非常に低く、また工程が著しく簡略化
されるという特徴を有している。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、Ｒ−Ｍ２元系の共晶温度がＲ−Ｆｅ
系よりも低（なるような元素Ｍ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。

本発明における添加元素Ｍのひとつとして有効Ｃｕの効
果については特願６３−４７９８８があるが、該特願は
Ｃｕのみに限定されており、多元素に一般化されていな
かった。

次にＭ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１Ｍ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。

Ｍ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、Ｄａｙは
Ｒｉ−ｘ　ＤｙｘＦｅ＋Ｊ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Ｍの場合は主相中のＦｅを置換するというより
、主とし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
右方は主相のＲ２Ｆ　６１４Ｂ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り、始めて
得られる。現在、我々の発見した他にも、ＡＩ、Ｇａ、
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂｉ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＾る元素と考えられている
０Ｍもそのうちの一つと考えられ、Ｍ添加により、鋳造
後、及び熱間加工似、金属組織上の変化が表われる６そ
れは以下の分類される。

（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、
その切離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１Ｍ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６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。

Ｍは、希土類リッチ相とともに依存し、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、Ｍ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Ｅｎ石の粗成形限定理由を説明
する。希土類としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＨＯｌＥｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、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Ｐｒ、Ｎｄ、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Ｒｚ　Ｆ　ｅ　
１４Ｂ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ｍ気特性は得られない、一方Ｒが３０原子％を
越＾ると非６ｎ性のＲｒｉｃｈ相が多くなり磁気特性は
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、Ｒｔ　Ｆ　ｅ　＋ａＢ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　８１４Ｂ相を得ることができず、保磁力は小さ
い。

ＣＯは水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Ｒ２Ｃ０１４
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λられるＩ　Ｋ
Ｏｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。

Ｍ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。

Ｍの他にＧａ、Ａｌ；ｔ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ
、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ　ｉ、Ｍｎ、Ｔ　ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ
等の元素も保磁力の向上の効果が認められる。また、１
５種類の元素は単独で添加するよりもＭ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。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λられるので比較的少量で効果が出る。従って、添加
量は６原子％以下でよい、これ以上多いとＭ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−Ｍに添加しても効果が認
められる。

不純物元素（Ｓ、Ｃ，Ｐ）はその含有さ許すことにより
、本系６ｎ石における原料選択の範囲を増すという効果
を有する８例えば原料としてフェロボロンを用いた場合
、ｃ、ｓ、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にすることにより、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Ｅｆ１束密度は大きく低下してしまう、そのためＳ
２．０原子％以下、Ｃ４，０原子％以下、Ｐ４．０原子
％以下がよい。

〔実　施　例１ 以下に本発明による製造法の説明する。

（実施例１） 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０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０本実施例では、−射的な鋳造法ではなく、特
殊鋳造法として急冷にょる結晶粒微細効果の大きなＬｉ
ｑｕｉｄｄｙ−ｎａｍｉｃ　　ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ法
（参考文献６、Ｔ、Ｓ、Ｃｈｉｎ他、Ｊ、Ａｐｐｌ、Ｐ
ｈｙｓ、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℃で施した。押
し出し加工については、等方向に部が加太られるように
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℃×
２４時間行った。

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

磁気的に異方化され、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ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１５
μｍであった。鋳造タイプの場合は、熱間加工を行なわ
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２表より、押出し、圧延、スクンブ、プレスのすべて
の熱間加工法で残留磁束密度が増加し、第４表に各組成
に対し、アニールのみを施したものと、熱間加工後アニ
ールを施したものの結果を示した。

第 表 熱間加工によって（ＢＨ）ｍａｘ、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
ｘｌ−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、ｉＨｃ
の大幅増加は本発明の大きな特徴になっている。

本実施例ではＭとしてＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎの例をか
かげたが、元素にかかわらず、前記した、２つの効果す
なわち、（１）　ｊＲ造時の結晶粒微細化による鋳造磁
石の保磁力増加（２）希土類ｒｉｃｈ相の融点低下によ
る、加工性改善の効果が見られることがわかる。さらに
本実施例により添加元素Ｍの限界含有量、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＋
ｔＦｅｙｓＣｕ＋、ｓ　Ａｇｏ、ｓ　Ｂｅ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
ステンレス銅製容器中、１０気圧程度の水素ガス雰囲気
のもとての水素吸蔵と１０−’ｔｏｎでの脱水素をくり
返し行ない粉砕後、２．５重量％のエポキシ樹脂と混練
し、１５ＫＯｅｔａ場で一辺が１５ｍｍのキエービック
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ブサイザーにて測定）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的３０μｍにまで粉砕した。

このとき粒内のＰｒ＊Ｆｅ＋４Ｂ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２５０℃
で混練した後、同じく一辺が１５ｍｍのキュビックを１
５ＫＯｅの磁場で射出成形した。

（４）（１）で用いた粉末にＤｙを高周波スパックによ
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時間熱処理後、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Ｎｏ、　１、Ｎｏ、　４、Ｎｏ、　ｌ
　Ｏを６０℃×９５％恒温槽内にて耐候性試験を行った
。第６表にその結果を第６表に示す。

第 表 Ｎｏ、　１組成、焼結法で用いられる標準組成でありＮ
ｏ、　４、Ｎｏ、　１０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Ｍ（ここではＣｕ、Ａｇ）の影響とＮｏ、　４、Ｎ
ｏ、　１０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と同様な方法で第７表の組成の磁石を作成した
。

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

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）式ＲＦｅＢＭ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
   元素の少くとも一種）、２〜２８％のＢ、６％以下のＭ
   （ここでＭはＲ−Ｍ２元系の共晶温度がＲ−Ｆｅ系より
   も低い元素の少くとも一種）、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ＲＦｅＢＭ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Ｍ（こ
   こでＭはＲ−Ｍ２元系の共晶温度がＲ−Ｆｅ系よりも低
   い元素の少くとも一種）、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、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）ＭがＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎのうちの少くとも一
   種であることを特徴とする請求項１または２に記載の希
   土類−鉄系永久磁石。
4. （４）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請求項１記載の希土類−鉄系
   永久磁石。
5. （５）Ｆｅの５０原子％以下をＣｏで置換することを特
   徴とする請求項１ないし３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
   する請求項３記載の希土類−鉄系永久磁石。
7. （７）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請求項６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、
   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請求項１記載の希土類−鉄系永
   久磁石。
9. （９）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請求項１記載の希土類−鉄系
   永久磁石。
10. （１０）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
    とを特徴とする請求項８または９記載の希土類−鉄系永
    久磁石。