JPS63107009A - 永久磁石の製造方法 - 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、希土類、鉄及びボロンを基本成分とする永久
磁石の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 永久磁石は、一般家庭の各種電気製品から大型コンピュ
ーターの周辺端末機器まで幅広い分野で使用されている
重要な電気、電子材料の一つである。

最近の電気製品の小型化、高効率化の要求にともない、
永久磁石も益々高性能化が求められている。現在使用さ
れている永久磁石のうち代表的なものはアルニコ、ハー
ドフェライト及び希土類−遷移金属系磁石である。特に
希土類−遷移金属系磁石であるＲ−Ｃｏ系永久磁石やＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、高い磁気性能が得られるので
従来から多くの研究開発が成されている。

従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製造方法に関し
ては以下の文献に示すような方法がある。

（１）粉末冶金法に基づく焼結による方法。

（文献１２文献２） （２）アモルファス合金を製造する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
片を樹脂結合法で磁石にする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。（文献３１文献４） （３）上記（２）の方法で使用した急冷薄片を２段階の
ホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献４
１文献５） ここで、 文献１：特開昭５９−４６００８号公報；文献２　：　
Ｍ、Ｓａｇａｗａ、　Ｓ、Ｆｕｊｌｍｕｒａ、　Ｎ、Ｔ
ｏｇａｖａ、　ｔｌ。

ＹａＩＩｌａｉｏｔｏ　ａｎｄ　Ｙ、Ｍａｔｓｕｕｒａ
；Ｊ、Ａｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｖｏｌ、５５（８Ｂ５Ｍａ
ｒｏｈ　１９８４．ｐ２０８３゜文献３：特開昭５９−
２１１５４９号公報；文献４　：　Ｒ，Ｗ、Ｌｅｅ：Ａ
ｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、　Ｖｏｌ、４Ｂ（８）　
。

１５　Ａｐｒｉｌ　１９８５．ｐ７９０；文献５：特開
昭８０−１００４０２号公報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更に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、脆くて割れ易く、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れ
ば７ｔｏｎ／Ｃ−程度の圧力で、約８５体積％の充填が
可能となる。

（３）の製造方法は、始めにリボン状の急冷薄帯あるい
は薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で約７０
０℃で予備加熱したグラファイトあるいは他の耐熱用の
プレス型に入れる。該リボンが所望の温度に到達した時
−軸性の圧力が加えられる。温度、時間は特定しないが
、充分な塑性が出る条件としてＴ−７２５±２５℃、圧
力はＰ　−１，４ｔｏｎ／ｃｄ程度が適している。この
段階では磁石は僅かにプレス方向に配向しているとは言
え、全体的には等方性である。次のホットプレスは、大
面積を存する型で行なわれる。最も一般的には、７００
℃で０．７ｔｏｎ／　ｃ−で数秒間プレスする。すると
試料は最初の厚みの１／２になりプレス方向と平行に配
向して、合金は異方性化する。これらの工程による方法
は二段階ホットプレス法と呼ばれている。この方法で緻
密で異方性を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石を得るものである
。

尚、最初のメルトスピニング法で作られるリボン薄帯の
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。

しかし、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、それによって保持力ｉＨｃが極端
に低下し、実用的な永久磁石にはならない。

［発明が解決しようとする問題点］ 叙上の従来技術で一応Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は製造出来る
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高くなってしまう。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、数刻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
体と言われる。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、一般的に言ってＲ−Ｆｅ−Ｂ
系の焼結磁石の製造には、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
悪くしかも高価である。

（２）の方法で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。

本発明は、以上の従来技術の欠点を解決するものであり
、その目的とするところは鋳造法をベースの工程とし熱
間加工を併用することにより高性能且つ低コストな希土
類−鉄系永久磁石の製造方法を提供することにある。

［問題点を解決するための手段］ 本発明の永久磁石の製造方法の第１は、希土類元素、鉄
及びボロンを基本成分とする磁石の製造方法において、
少なくとも、前記基本成分からなる合金を溶解及び鋳造
する工程、鋳造後熱間加工する工程とからなることを特
徴とする永久磁石の製造方法であり、第２の方法は、第
１の方法の鋳造後熱間加工する工程に次いで熱処理する
工程を付加したことを特徴とする永久磁石の製造方法で
あり、第３の方法は、第１の方法の鋳造後の熱間加工す
る工程の後、続いて熱処理後鋳造合金に水素を吸蔵させ
粉砕する工程と、次いで粉砕された合金の粉末をを機バ
インダーと共に混練し加圧成型する工程とからなること
を特徴とする永久磁石の製造方法である。

［作用］ 前記のように希土類−鉄系磁石の製造方法である焼結法
、急冷法は夫々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。

本発明者等は、これらの欠点を改良するため、バルク状
態での磁石化の研究に着手し、先ず前記希土類元素、鉄
及びボロンを基本成分とする磁石の組成域で熱間加工に
よる異方化が出来、更にこの鋳造インゴットを熱処理後
、水素粉砕によって粉末化し、有機物バインダーと混線
硬化させて樹脂結合型磁石を得ることが出来ることを知
見した。

この方法における熱間加工による異方化は、前記文献４
に示すような急冷法のような２段階でなく、１段階のみ
でよく、バルクのまま加工出来るので生産性は著しく高
い。また鋳造インゴットを粉砕する必要がないので、焼
結法はどの厳密な雰囲気管理を行う必要はなく、設備費
が大きく低減される。

更に樹脂結合磁石においても、急冷法によった磁石のよ
うに原理的に等方性であるといった問題点がなく、異方
性の樹脂結合磁石が得られ、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ磁石の高性能
、低コストという特徴を生かすことが出来る。

バルク状態で磁石化するという研究（文献６）は、Ｎｄ
　　　Ｆｅ　　　Ｃｏ　　　Ｖ　　　Ｂ　　　とい１Ｂ
、２　　５０．７　　２２．８　１．３　９．２う組成
でのアルゴンガス吹付は大気中溶解で吸い上げた小型サ
ンプルによる試験であり、これは少量採取による急冷の
効果が出たものと考えられる。

文献６：三保広晃他（日本金属学界、昭和６０年度秋期
講演会、講演番号（５４４） この組成では、通常の鋳造では主相であるＮｄ２　Ｆ　
６１４Ｂ相が粗大化してしまい少々の塑性加工では良好
な磁気特性は得られない。

従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、文献２に示される
ようなＲ１５Ｆｅ７７Ｂ８が最適とされていた。

この組成は主相Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化合物を原子百分率にし
た組成ＲＦｅ　　　Ｂ　　　に比してＲｏｌｌ、７　　
　Ｂ２．４　５．９ Ｂに富む側に移行している。このことは保磁力を得るた
めには、主相のみでなくＲリッチ相、Ｂリッチ相という
非磁性相が必要であるという点から説明されている。

ところが本発明による組成では逆にＢが少ない側に移行
したところに保磁力のピーク値が存在する。この組成域
では、焼結法の場合、保磁力が激減するので、これまで
あまり問題にされていなかった。しかし通常の鋳造法で
は高い保磁力は得られないが熱間加工を施すことによっ
て高い保磁力が得られる。

これらの点は以下のように考えられる。先ず焼結法を用
いても鋳造法を用いても、保磁力機構そのものはｎｔＪ
ｃｌｅａｔｉｏｒｌ　ｍｏｄｅｌに従っている。これは
、両者の初磁化曲線がＳ　ｍ　Ｃｏ　５のように急峻な
立上がりを示すことかられかる。このタイプの磁石の保
磁力は基本的には単磁区モデルによっている。

即ちこの場合、大きな結晶磁気異方性を有するＲ２Ｆｅ
１４Ｂ化合物が、大きすぎると粒内に磁壁を有するよう
になるため、磁化の反転は磁壁の移動によって容易に起
きて、保磁力は小さい。

一方、粒子が小さくなって、ある寸法以下になると、粒
子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は回転のみによ
って進行するため、保磁力は大きくなる。

つまり適切な保磁力を得るためにはＲＦ　ｅ　１４Ｂ相
が適切な粒径を有することが必要である。この粒径とし
ては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイプの場合は、
焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適合させること
が出来る。

ところが鋳造法と熱間加工法とを組合わせた場合、Ｒ２
Ｆ　８１４Ｂ化合物の結晶の大きさは先ず初めに溶湯か
ら凝固する段階で決定されるが、熱間加工によって結晶
が微細化されるので、磁石の最終の結晶の大きさは熱間
加工の処理条件を選定することによって調節出来、十分
な保磁力を作り出すことが出来る。

次に、樹脂結合化であるが前記文献４の急冷法でも確か
に樹脂結合磁石は作成出来る。

しかし、急冷法で作成される粉末は、直径が１０００Å
以下の多結晶が等方向に集合したものであるため磁気的
にも等方性であり、異方性磁石は作成出来ず、Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系の低コスト、高性能という特徴が生かせない。水
系の場合、水素粉砕によって機械的な歪みの小さな粉砕
を行えば、保持力がかなり維持出来るので樹脂結合化を
行なえる。この方法の最大のメリットは、文献４と異な
り、異方性磁石の作成が可能な点にある。

以下、本発明による永久磁石の好ましい組成範囲につい
て説明する。

希土類元素としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ。

Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ｔ（ｏ、Ｅｒ、
Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが候補として挙げられ、これらのうち
の１種あるいは２種以上を組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、Ｐｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−
Ｎｄ合金等が用いられる。また少；の添加元素、例えば
重希土元素のＤＹ、Ｔｂ等やＡＩ。

Ｍｏ、Ｓｉ等は保磁力の向上に有効である。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ２Ｆｅ１４Ｂである。従
ってＲが８原子９６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Ｒリッチ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、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ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に富む
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好ましくは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　１４Ｂ相を得ることが出来ず、保磁力
は小さい。

Ｃｏは水系磁石のキュリ一点を増加させるのにを効な元
素であり、基本的にＦｅのサイトを置換しＲ２Ｆ　８１
４Ｂ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ＩＫ
Ｏｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。

Ａｌは、保持力の増大効果を示す。（文献７：Ｚｈａｎ
ｇ　Ｍａｏｃａｉ他：Ｐｒｏｃｅｅｄｌｎｇｓｏｆｔｈ
ｅ　８ｔｈ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｌｏｎａｌ　Ｗｏｒｋｓ
ｈｏｐ　ｏｎ　Ｒａｒｅ−Ｆａｒｔｈ　Ｍａｇｎｅｔｓ
、　１９８５．ｐこの文献７は焼結磁石に対する効果を
示したものであるが、その効果は鋳造磁石でも同様に存
在する。しかしＡＩは非磁性元素であるため、その添加
量を増すと残留磁束密度が低下し、１５原子％を越える
とハードフェライト以下の残留磁束密度になってしまう
ので希土類磁石としての目的を果たし得ない。よってＡ
Ｉの添加量は１５原子％以下がよい。

又、本発明において、熱間加工とは冷間加工に対する概
念であり、塑性加工によって生じる加工歪みの大半を加
工中に取除きながら加工する高温での塑性加工を指す。

従って、熱間加工中には、再結晶による結晶粒の微細化
及びそれに続く結晶粒の成長も起り、これらの現象も熱
間加工には含まれることは明らかである。

熱間加工における温度は再結晶温度以上が望ましく、本
発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金においては好ましくは５００
℃以上である。

次に本発明の実施例について述べる。

［実施例］ 実施例、１ 本発明による製造法の工程図を第１図に示す。

先ず第１図に示す如く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
施した。

各種の熱間加工として第２図に押出し加工の説明図、第
３図に圧延加工の説明図、第４図にスタンプ加工の説明
図を示す。

図において、１：油圧プレス、２：ダイ、３：磁石合金
、４：磁化溶湯方向、５：ロール、６：スタンプ、７；
基板を示す。

本実施例においては、熱間加工として■押出し加工、■
圧延加工、■スタンプ加工のいずれかを１０００℃で施
し、磁石合金の配向処理を行った。

■の押出し加工については、等方向に力が加わるように
ダイ２側からも力が加わるように工夫した。

■の圧延加工及び■のスタンプ加工については、極力歪
速度が小さくなるようにロール５．スタンプ６の速度を
調整した。

いずれの方法でも高温領域（５００〜１１００℃）にお
いて矢視する如く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。

本発明者等は、希土類元素、鉄及びボロンを基本成分と
する合金を溶解・鋳造した後、塑性加工実験を広範囲に
亘り行い次の実験結果を得た。

（１）室温から２００℃の間の低温で歪速度の大きい条
件で塑性加工すると大半の組成の合金インゴットには割
れが生じる。

割れていない小片を用いて磁気測定すると保磁力ＩＨｃ
は加工率に見合って増大するが、結晶の配向はほとんど
起こらずミ従って残留磁束密度Ｂｒはほとんど増大しな
い。このようなことから、この範囲の塑性加工では最大
エネルギー積（ＢＨ）　、ａｘはほとんど増大しない。

（２）一方、１ｉｏｎ℃を越える高温で塑性加工すると
大きな歪速度でも割れ欠けは発生せず、加工性は良好と
なるとともに良好な結晶配向が生じる。しかし、保磁力
１１１ｃは低下してくる。

（３）５００〜１１００℃の間で熱間加工すると歪速度
が大きくとれるとともに、残留磁束密度Ｂｒ及び保磁力
ｉＨｃが増大し、最大エネルギー積（Ｂｌり　　　も増
ａｘ 大する。なかでも塑性加工温度は８００〜１０５０℃が
良好である。

（４）本発明の合金組成を鋳造したインゴットはその融
点近くまで加熱しても結晶粒の粗大化はわずかじか生じ
ない。

（５）また加工率と平均Ｃ軸と配向性の関係は加工率が
２０％でＣ軸配向率が６０〜７０％、加工率が４０％で
Ｃ軸配向率が６５〜７５％、加工率６０％でＣ軸配向率
７５〜８５％、加工率８０％でＣ軸配向率８５〜９５９
６、加工率９０％でＣ軸配向率８５〜９８％となる。

第１表の組成の合金を溶解し、第１図に示す方法で磁石
を作成した。ただし用いた熱間加工法は第１表中に併記
した。また熱間加工後のアニール熱処理はすべて１００
０℃×２４時間行った。

第１表において熱間加工は、加工温度が５００〜１１０
０℃、歪速度が１０−４〜１／秒の間で種々の条件を組
合わせて行い、その中から代表例として１０００°Ｃの
例を示したものである。又アニール処理の最適条件即ち
温度と時間は、合金の組成と熱間塑性加工条件によって
変化する。組成によっては５００〜８００℃、熱間加工
条件によっては８００〜１０００℃が良好となる。

第２表は、組成としてＰｒ　　Ｐｅ　　Ｂ　　５Ｎｄ３
ｏＰｅ５５Ｂ　及びＣｅ　３ＮｄｘｏＰｒｔ４Ｆｅ５ｏ
ＣＯ１７Ｚｒ　２　Ｂ１４を代表例にとり、塑性加工温
度と加工性◆１１１０”　Ｃ軸配向率との関係を示した
ものである。加工率は８０％を目標としΔ印は塑性加工
中割れが生じたもの、ｘ印は塑性加工できなかったもの
を指す。

塑性加工温度は５００〜１１００℃に亘って良好である
が、その中でも８００〜１０５０℃が優れている。

磁気特性と生産性の双方を併せて評価すると９００〜１
０５０℃が最適である。歪速度は高温になる程そして希
土類元素をボロンの含有量が低い程大きくとることがで
きる。

本実験での歪速度は１０−’〜１／秒の範囲を用いた。

中でも歪速度は１Ｏ−３〜１０”／秒がより良好であっ
た。１０００℃前後では歪速度を１〜１０２／秒とする
ことが加工方法特に押出成形においては加工応力が圧縮
応力が主で引張応力が小さいため可能であることが判明
した。

又、Ｃ軸配向率が高くなると残留磁束密度Ｂ「と保磁力
１ｃ双方が大きくなり、（Ｂｉｔ）　　　は急激にａｘ 増大する。

第３表に結果を示す。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。

第３表より、押出し・圧延・スタンプのすべての熱間加
工法で残留磁束密度が増加し磁気的に異方化されたこと
がわかる。なかでも押出し法が勝れている。

［実施例２］ ここでは、通常の鋳造方法を用いた実施例について述べ
る。

先ず第４表のような組成の合金をを誘導炉で溶解し鉄鋳
型にて鋳造し、熱間加工の後インゴットを磁気的に硬化
させるため１０００℃×２４時間のアニール熱処理を施
した。

このときアニール後の平均粒径は約１５μｍであった。

この階段で切断・研削を施せば、異方性磁石となる。

樹脂結合タイプの磁石の場合は、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
のもとての水素の吸蔵と１０””ｔｏｒでの脱水素をく
りかえし行ない粉砕後、エポキシ樹脂を４重−％混練し
、１０ＫＯｅの磁場で横磁場成形を行った。

以上の結果を第５表に示す。

第１表 第３表 第４表 第５表 ［発明の効果］ 叙上の如く本発明の永久磁石の製造方法によれば、希土
類元素等を、鋳造した後、温度が５００〜１１００℃、
加工率が５０％以上、そして小さい歪速度で熱間加工す
ることにより、次の如き効果を奏するものである。

（１）Ｃ軸配同率を高めることができ、残留磁束密度Ｂ
ｒを著しく改善することができた。

（２）又、結晶粒を微細化することにより、保磁力ＩＨ
ｃを著しく高めることができた。

（３）（１）及び（２）の相乗効果により最大エネルギ
ー積（Ｂ１１）　　　を格段に高めることができた。

ａｘ （４）従来の焼結法と比較し、加工工数及び生産設備投
資額を著しく低減させることができた。

（５）従来のメルトスピニング法と比較し、高性能でし
かも低コストの磁石をつくることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造工程図、第
２図は、熱間押出しによる磁石合金の配向処理説明図、
第３図は、熱間圧延による磁石合金の配向処理説明図、
第４図は、熱間スタンプ加工による磁石合金の配向処理
説明図である。 図において、１；油圧プレス、２；ダイ（型）、３；磁
石合金、４；磁化溶湯方向、５；ロール、６；スタンプ
、７；基板。 尚、図面中間符号は同−又は相当部分を示す。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）希土類元素、鉄及びボロンを基本成分とする磁石
   の製造方法において、少なくとも、前記基本成分からな
   る合金を溶解及び鋳造する工程、鋳造後熱間加工する工
   程とからなることを特徴とする永久磁石の製造方法。
2. （２）希土類元素、鉄及びボロンを基本成分とする磁石
   の製造方法において、少なくとも、前記基本成分からな
   る合金を溶解及び鋳造する工程、鋳造後熱間加工する工
   程次いで熱処理する工程とからなることを特徴とする永
   久磁石の製造方法。
3. （３）希土類元素、鉄及びボロンを基本成分とする磁石
   の製造方法において、少なくとも、前記基本成分からな
   る合金を溶解及び鋳造する工程、鋳造後熱間加工する工
   程と続いて熱処理後前記鋳造合金に水素を吸蔵させ粉砕
   する工程と、次いで粉砕された合金の粉末を有機バイン
   ダーと共に混練し加圧成型する工程とからなることを特
   徴とする永久磁石の製造方法。