"HDDR法によって作製されたR-T-B系HDDR磁石粉末RNdおよび/またはPrをRのうち95原子以上含む希土類元素、TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換した、Feを50原子以上含む遷移金属元素を準備する工程Aと、R’R’はNdおよび/またはPrをR’のうち90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素とAlからなり、かつ、Alが2原子以上65原子以下であるR’-Al系合金粉末を準備する工程Bと、前記R-T-B系HDDR磁石粉末と前記R’-Al系合金粉末とを、前記R-T-B系HDDR磁石粉末に対する前記R’-Al系合金粉末の質量比が1/50以上1/10以下となるように混合して混合粉末を準備する工程Cと、前記混合粉末を成形して圧粉体を準備する工程Dと、前記圧粉体を前記R’-Al系合金粉末の液相滲み出し境界温度TsTsはR’-Al系合金の固相線温度から105°C低い温度超、900°C以下の温度で熱間圧縮成形することで、生成した液相成分を圧搾しながら緻密化することにより、熱間圧縮成形体を準備する工程Eと、を含むR-T-B系永久磁石の製造方法。前記工程Dは前記混合粉末をR-T-B系HDDR磁石粉末に含まれるR2T14B相のキュリー点以下の温度で磁界中成形して圧粉体を準備する、請求項1に記載のR-T-B系永久磁石の製造方法。前記R-T-B系HDDR磁石粉末がDyおよびTbを含有していない請求項1に記載のR-T-B系永久磁石の製造方法。前記工程Bは、急冷法によってR’-Al系合金を作製する工程b1と、前記R’-Al系合金を粉砕する工程b2とを含む請求項1に記載のR-T-B系永久磁石の製造方法。前記工程Dと前記工程Eとを同一装置内で実行する、請求項1に記載のR-T-B系永久磁石の製造方法。通常、HDDR磁粉は、結合樹脂バインダと混合され、混合物コンパウンドを作製後、磁界中で圧縮成形や射出成形を行うことにより、異方性ボンド磁石として使用される。しかし、ボンド磁石は磁石全体に占める磁粉の体積比率が最大で80程度にとどまる。一方、磁粉の体積比率が高い磁石を得るためにホットプレスなどの熱間圧縮成形によって結晶粒径を維持したままバルク磁石を得る方法が提案されている。この場合、典型的なボンド磁石よりも高い6.45g/cm3以上の密度になるように緻密化する。6.45g/cm3の密度は、真密度を7.6g/cm3としたときの約85の相対密度に相当する。HDDR磁粉を用いて、ハイブリッド自動車や電気自動車などの駆動モータなどで使用されるR-T-B系磁石に要求される磁気特性を有する磁石を得るためには、例えば前述の特許文献1、2や非特許文献3に記載の保磁力向上手段を施したHDDR磁粉を用い、ホットプレスなどの熱間圧縮成形法を用いて、緻密な磁石を作製することが考えられる。特許文献1ではDyやTbといった資源的に希少な重希土類元素を用いて保磁力を向上させており、資源枯渇のリスク問題がある。また、特許文献2に記載されているHDDR磁粉に対するAlの被覆処理は、生産工程において大幅なコスト増大を招いてしまう。さらに発明者らの検討によると、HDDR磁粉にAlを被覆して熱処理した場合や、HDDR磁粉とAlを混合して熱処理した場合の保磁力の向上効果は大きくなく、条件によっては逆に保磁力が低下することが分かった。したがって、特許文献2記載のHDDR磁粉に熱間圧縮成形を適用しても、目的とする高い保磁力を有する緻密な磁石を得ることはできない。さらに、特許文献3記載のバルク磁石においてHDDR磁粉とAl粉末の混合粉末をホットプレスすることの主な効果は着磁による体積変化を低減させるということである。磁気特性に着目すると、HDDR磁粉の保磁力は維持されるだけで、保磁力を向上できるということは示されていない。発明者らは、非特許文献3に記載されるように、HDDR磁粉とNd80Cu20合金を混合した混合粉末を熱処理することで、資源的に希少な重希土類元素を用いることなく保磁力を高めた磁粉が得られることに着目し、R’-Al系合金R’は希土類元素であって、Ndおよび/またはPrをR’のうち90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素が、Nd80Cu20合金よりもさらに保磁力を高める効果があることを見出した。ただしNd80Cu20合金やR’-Al系合金は非磁性元素からなるため、混合量が増えるほど保磁力は向上するがBrは低下するというトレードオフの関係にある。さらにそれらの方法は、Nd80Cu20合金やR’-Al系合金の構成成分がHDDR磁粉内部に拡散する過程で保磁力向上に寄与するNd-rich相と同時に保磁力に寄与しないNd-rich相も形成されるため、保磁力の向上量に対してBrが大幅に低下してしまう問題があった。また、これらの方法で得られた高保磁力のHDDR磁粉をホットプレスなどによってバルク化したとしてもBrの低い磁石しか得られないことが予想される。本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、その主な目的は、HDDR磁粉を用いて、資源的に希少な重希土類元素の使用を極力抑え、残留磁束密度Brの低下を最小限に留めつつ高い保磁力をもったバルク状のR-T-B系永久磁石を生産することができる製造方法を提供することにある。発明者らは、HDDR磁粉とR’-Al系合金を混合した混合粉末のホットプレスについて検討を進める過程で、R’-Al系合金は融点が低いため、ホットプレス温度によっては、ホットプレスの際に多量の液相が生成し、緻密化に伴ってこの液相が圧搾されて成形体の外に滲み出すことがあることを知見し、さらに詳細な検討を行った結果、HDDR磁粉とR’-Al系合金の比率を特定の値とし、特定組成のR’-Al系合金の固相線温度よりも105°C低い温度Tsと表すより高く、900°C以下の温度でホットプレスすることで、保磁力の向上に寄与するR’-Al系合金の構成成分を十分にHDDR磁粉内部に拡散させつつ、保磁力に寄与しない余分な液相成分を圧搾しながら高密度化ができることを見出した。これにより、非磁性成分の導入量を最低限に抑えることができるためBrの低下を最小限R’-Al系合金を混合せずにHDDR磁粉をホットプレスしたR-T-B系永久磁石に対し、Brの低下率が15以下に抑えることができ、さらに目的とする保磁力の向上効果R’-Al系合金を混合せずにHDDR磁粉をホットプレスしたR-T-B系永久磁石に対し、保磁力HcJが159kA/m以上向上し、この発明を完成するに至った。以上のようにしてなされた本発明のR-T-B系永久磁石の製造方法は、HDDR法によって作製されたR-T-B系HDDR磁石粉末RはNdおよび/またはPrをRのうち95原子以上含む希土類元素、TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換した、Feを50原子以上含む遷移金属元素を準備する工程Aと、R’R’はNdおよび/またはPrをR’のうち90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素とAlからなり、かつ、Alが2原子以上65原子以下であるR’-Al系合金粉末を準備する工程Bと、前記R-T-B系HDDR磁石粉末と前記R’-Al系合金粉末とを、前記R-T-B系HDDR磁石粉末に対する前記R’-Al系合金粉末の質量比が1/50以上1/10以下となるように混合して混合粉末を準備する工程Cと、前記混合粉末を成形して圧粉体を準備する工程Dと、前記圧粉体を前記R’-Al系合金粉末の液相滲み出し境界温度TsTsはR’-Al系合金の固相線温度から105°C低い温度超900°C以下の温度で熱間圧縮成形することで、生成した液相成分を圧搾しながら緻密化することにより、熱間圧縮成形体を作製する工程Eとを含む。ある好ましい実施形態において、前記混合粉末をR-T-B系HDDR磁石粉末に含まれるR2T14B相のキュリー点以下の温度で磁界中成形して圧粉体を準備する。ある好ましい実施形態において、前記R-T-B系HDDR磁石粉末がDyおよびTbを含有していない。ある好ましい実施形態において、前記工程Bは、急冷法によってR’-Al系合金を作製する工程b1と、前記R’-Al系合金を粉砕する工程b2とを含む。ある好ましい実施形態において、前記工程Dと前記工程Eとを同一装置内で実行する。本発明によると、従来に比べ資源的に希少な重希土類元素の使用を極力抑え、残留磁束密度Brの低下を最小限に留めつつ高い保磁力を有するバルク状のR-T-B系永久磁石を生産することができる製造方法が提供される。本発明のR-T-B系永久磁石の製造方法は、HDDR処理によって作製されたR-T-B系HDDR磁石粉末RはNdおよび/またはPrをRのうち95原子以上含む希土類元素、TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換した、Feを50原子以上含む遷移金属元素を準備する工程Aと、R’R’はNdおよび/またはPrをR’のうち90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素とAlからなり、かつ、Alが2原子以上65原子以下であるR’-Al系合金粉末を準備する工程Bと、前記R-T-B系HDDR磁石粉末とR’-Al系合金粉末とをR’-Al系合金粉末/R-T-B系HDDR磁石粉末質量比が1/50以上1/10以下となるように混合し、混合粉末を準備する工程Cと、前記混合粉末を成形して圧粉体を準備する工程Dと、前記圧粉体を前記R’-Al系合金粉末の液相滲み出し境界温度TsTsはR’-Al系合金の選択された組成における固相線温度から105°C低い温度超、900°C以下の温度で熱間圧縮成形することで、生成した液相成分を圧搾しながら緻密化することにより、熱間圧縮成形体を作製する工程Eとを含む。以下に、本発明によるR-T-B系永久磁石の製造方法の実施形態を説明する。<R-T-B系HDDR磁石粉末>R-T-B系HDDR磁石粉末HDDR磁粉を準備する工程A。本発明の好ましい実施形態で用いるR-T-B系HDDR磁石粉末は、原料合金出発合金を公知の方法で粉砕して作製した原料粉末に対し、HDDR処理を施すことによって作製される。以下、R-T-B系HDDR磁石粉末を作製するための各工程を詳細に説明する。<原料合金>まず、硬磁性相としてR2T14B相Nd2Fe14B型化合物相を含有する原料合金を用意する。ここで、Rは、希土類元素であり、Ndおよび/またはPrを95原子以上含む。本明細書における希土類元素RはYイットリウムを含んでいてもよい。Tは、FeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素である。Bはホウ素でありその一部をC炭素で置換してもよい。原料合金は、R2T14B相を50体積以上含むことが好ましい。より高い残留磁束密度Brを得るためには、R2T14B相を80体積以上含むことが好ましい。原料合金に含まれる希土類元素Rの大部分は、R2T14B相を構成しているが、一部は、希土類リッチ相やR2O3相や、その他の相を構成している。原料合金に占める希土類元素Rの組成比率は、11原子以上16原子以下であることが好ましい。希土類元素Rの組成比率が11原子未満の場合は、HDDR処理によって微細結晶粒を得ることが困難となり、本発明の効果が得られない。一方、希土類元素Rの組成比率が16原子を超えると、磁化の低下を招来する恐れがある。希土類元素Rの組成比率のより好ましい範囲は、12原子以上15原子以下である。原料合金に含まれる希土類元素Rの一部Rのうち5原子程度をDyおよび/またはTbとすることにより、R-T-B系HDDR磁石粉末の保磁力を更に高めることもできる。したがって、本発明では、希土類元素Rの一部としてDyおよび/またはTbを添加することを必ずしも排除しない。しかしながら、高価で希少元素であるDy、Tbの使用量を極力抑えるという観点からは、Dyおよび/またはTbを添加する場合でも、その添加量をRのうち5原子以下で制限することが好ましく、Ndおよび/またはPrがRのうち95原子以上を占めていることが好ましい。希少元素の使用量低減という観点から、希土類元素Rは、DyやTbを不可避の不純物レベル例えば、0.1質量未満以上に含まないことがより好ましい。本発明によれば、R’-Al系合金を用いてR-T-B系HDDR磁石粉末の粒界相を改質し、それによって保磁力を向上させることが可能になるため、DyおよびTbの添加量を低減しても高保磁力化を達成することができる。原料合金に含まれるBの組成比率が低すぎると保磁力を低下させるR2T17相等が生成し、高すぎると非磁性相であるBリッチ相等が増加して残留磁束密度Brが低下する。このため、原料合金に含まれるBの組成比率は5原子以上10原子以下であることが好ましい。Bの組成比率は、5.8原子以上8原子以下であることがより好ましく、6原子以上7.5原子以下であることがさらに好ましい。Tは残余を占める。前述したとおり、Tは、FeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、FeをTのうち50原子以上含む遷移金属元素である。キュリー点を高めること、耐食性を高めることなどを目的としてTの一部をCoおよび/またはNiとすることがある。R2T14B相の飽和磁化を高めるという観点から、NiよりもCoを選定することが望ましい。また、合金全体に対するCoの総量は、コストなどの観点から、20原子以下であることが好ましく、8原子以下であることがさらに好ましい。Coを全く含有しない場合でも高い磁気特性は得られるが、1原子以上のCoを含有すると、より安定した磁気特性を得ることができる。磁気特性向上などの効果を得るため、原料合金にAl、Ti、V、Cr、Ga、Nb、Mo、In、Sn、Hf、Ta、W、Cu、Si、Zrのうち一種以上の元素を適宜添加してもよい。ただし、添加量の増加は、飽和磁化の低下を招くため、総量が10原子以下とすることが好ましく、5原子以下とすることがより好ましい。原料合金はブックモールド法や遠心鋳造法、ストリップキャスト法など公知の方法によって作製され得る。ただし、HDDR処理後にR-T-B系永久磁石粉末の各粒子が優れた磁気的異方性を示すためには、HDDR処理前の原料粉末粒子中に存在する結晶粒の磁化容易軸が一方向にそろっている必要がある。理想的には一つの原料粉末粒子中に存在するR2T14B相は一つである。このため、粉砕する前の段階において、多結晶状態にある原料合金中でR2T14B相のサイズが、粉砕後の原料粉末粒子の粒子径よりも大きな組織になっていることが好ましい。ブックモールド法や遠心鋳造法によってR2T14B相を粗大化させた原料合金を作製した場合、鋳造の初晶であるα-Feを完全除去することが困難である。このため、原料合金における組織均質化などを目的として、粉砕前の原料合金に対して熱処理を施すことが好ましい。このような熱処理は、真空または不活性雰囲気において、典型的には1000°C以上の温度で実行され得る。<原料粉末>次に、原料合金を公知の方法で粉砕することにより原料粉末を作製する。本実施形態では、まず、ジョークラッシャなどの機械的粉砕法や公知の水素粉砕法などを用いて原料合金を粉砕し、大きさ50μm~1000μm程度の原料粉末を作製する。原料粉末の大きさはHDDR処理後の磁粉の大きさに反映される。<HDDR処理>次に、上記粉砕工程によって得られた原料粉末に対し、HDDR処理を施す。HD反応のための昇温工程は、水素分圧5kPa以上500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガスArやHeなどの混合雰囲気、不活性ガス雰囲気、真空中のいずれかで行う。昇温工程を不活性ガス雰囲気または真空中で行うと、昇温時の反応速度制御の困難性に起因する磁気特性低下を抑制することができる。HD処理は、水素分圧5kPa以上500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガスArやHeなどの混合雰囲気で、700°C以上1000°C未満で行う。HD処理時の水素分圧は5kPa以上200kPa以下がより好ましい。処理温度は700°C以上900°C以下であることがより好ましい。HD処理に要する時間は、15分以上10時間以下であり、典型的には30分以上5時間以下の範囲に設定される。なお、R-T-B系合金中のTにおける、Co量が合金全体の組成に対し、3原子以下の場合は、昇温時の雰囲気を50kPa以下の水素分圧、例えば、不活性ガス中や真空中で行なうことが好ましく、より好ましくは昇温時の水素分圧を5kPa以上50kPa以下、更に好ましくは、10kPa以上50kPa以下とすることにより、HDDR処理後に優れた磁気特性高い残留磁束密度を得ることができる。HD処理のあと、DR処理を行う。HD処理とDR処理は同一の装置内で連続的に行うこともできるが、別々の装置を用いてそれぞれ独立して行うこともできる。DR処理は、真空または不活性ガス雰囲気下において700°C以上1000°C未満で行う。処理時間は、通常、15分以上10時間以下であり、典型的には30分以上2時間以下の範囲に設定される。なお、雰囲気中の水素分圧を段階的に制御する例えば水素分圧を段階的に下げたり、雰囲気圧力を段階的に下げたりすることができる。<R’-Al系合金粉末>R’-Al系合金粉末を準備する工程B。本発明の好ましい実施形態に用いられるR’-Al系合金粉末は、R’とAlからなり、不可避に不純物が含まれる場合がある、Alが2原子以上65原子以下である合金の粉末である。R’はNdおよびPrの少なくとも一方を主な元素として含む希土類元素である。具体的には、R’は、Ndおよび/またはPrをR’のうち90原子以上含むとともに、不可避のレベル例えば、0.1質量未満以上のDyおよびTbを含まない。R’のうちNdおよびPrの合計の割合は、97原子以上であることがより好ましい。R’-Al系合金粉末中のAlは2原子以上65原子以下である。R’-Al系合金粉末中のAlが2原子未満の場合、液相の生成量が少なく熱間圧縮成形時に液相成分の十分な圧搾ができないため、Brの低下を抑制できない。また、R’-Al系合金粉末中のAlが65原子超の場合、保磁力が十分に向上しないか、逆に保磁力が低下してしまう。保磁力の向上効果の観点から、R’-Al系合金粉末中のAlの範囲は10原子以上60原子以下がより好ましい。R’-Al系合金粉末の製造方法は特に限定されず、公知の合金粉末作製方法を用いて作製することができる。R-T-B系HDDR磁石粉末と混合して熱間圧縮成形したときの反応をより均一に進行させるためには、R’-Al系合金の組織を微細かつ均一にすることが好ましい。このような観点から、R’-Al系合金の作製方法としてストリップキャスト法、メルトスピニング法、双ロール法などの急冷法で合金を作製し、得られた急冷合金を粉砕する方法を採用することが好ましい。R’-Al系合金粉末は、粉末の粒度が比較的大きい、例えば、JISZ8801のふるいで分級したとき25μm以上の粉末の割合が50質量以上の粉末を用いた場合にも、HDDR磁粉と混合して熱間圧縮成形を行うことによって、保磁力向上の効果が得られる。このような粒度の粉末は、R’-Al系合金が活性であることに起因する酸化の抑制や安全性の確保等の観点で有効である。無論、HDDR磁粉との均一混合を目的として、より微細な粉末を用いてもよい。R’-Al系合金の粉砕は、後述するHDDR磁粉との混合工程Cと同時に行ってもよい。このようにすることにより、工程数を減らすことができる。また、HDDR磁粉の粉砕が更に進行することで、より均一にR’-Al系合金と混合される場合がある。このことは、R’-Al系合金からHDDR磁粉への元素拡散の効果を増大させることにも寄与する。<混合>HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合工程Cは、ミキサー等の公知の技術を用いて行えばよい。また、前記のとおり、R’-Al系合金を粉砕しながらHDDR磁粉との混合を同時に、具体的には、HDDR処理後のHDDR磁粉とR’-Al系合金の粗粉砕物を混合して粉砕するなどしてもよい。R’-Al系合金とHDDR磁石粉末の混合比R’-Al系合金粉末/HDDR磁粉は、質量比で1/50以上1/10以下である。発明者らの検討によると、1/10よりもR’-Al系合金の混合比率が大きくなると非磁性成分が多くなりすぎ、熱間圧縮成形時に液相成分の十分な圧搾が困難となりBrの低下を抑制できない。また、1/50よりも混合比が小さくなると保磁力向上効果が顕在化しない。より好ましい混合比の範囲は、1/20以上1/10以下である。HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末全体の組成に対する、希土類元素RR’の組成比率は、12原子以上20原子以下であることが好ましい。希土類元素RR’の組成比率が12原子未満の場合は、R2T14B相の粒界に希土類リッチ相が十分に形成されないために、高い保磁力を得ることが困難である。一方、希土類元素Rの組成比率が高くなると、熱間圧縮成形による液相成分の十分な圧搾は困難であり、磁化の低下を招来する。例えば、希土類元素Rの組成比率が20原子を超えると、Dyの添加によって得られる従来の高保磁力磁石の磁化の値よりも小さくなってしまう。希土類元素RR’の組成比率は、12.5原子以上18原子以下がより好ましい。HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末全体の組成に対する、Alの比率は、0.05原子以上6原子以下であることが好ましい。0.05原子未満の場合は、主相R2T14B相の粒界の希土類リッチ相組成が適正化されないために、高い保磁力向上効果を得ることが困難である。一方、Alの割合が6原子を超えると主相R2T14B相中のTに置換するAl量が多くなるため飽和磁化が大きく低下する。Alの組成比率は0.1原子以上5原子以下であることがより好ましい。<磁界中成形>前記混合粉末を用いて圧粉体コンパクトを作製する工程D。異方性バルク磁石を製造するために、磁界中で混合粉末をプレス成形する。例えば、10MPa~200MPaの圧力を印加し、0.5T~20Tの磁界中静磁界、パルス磁界などでプレス成形する。成形は、公知の粉末プレス装置によって行うことができる。粉末プレス装置から取り出したときの圧粉体密度成形体密度は、例えば3.5g/cm3~5.2g/cm3真密度を7.6g/cm3とすると、その46~68程度である。また、上記の圧粉体の作製工程を、後述するホットプレス装置内で実施し、連続的に熱間圧縮成形してもよい。このような圧粉体の作製がHDDR磁粉に含まれるR2T14B相のキュリー点を超える温度で行われると、磁界によってHDDR磁粉の結晶方位を所定方向に揃えることができなくなる恐れがある。したがって、異方性バルク磁石を得るには、磁界中プレスによる圧粉体の作製を、HDDR磁粉に含まれるR2T14B相のキュリー点以下の温度で行うことが好ましい。HDDR磁粉に含まれるR2T14B相のキュリー点は、HDDR磁粉の組成によって適宜決定される。圧粉体を作製するとき、HDDR磁粉に含まれるR2T14B相のキュリー点を超えるような温度にならない限り、HDDR磁粉は何らかの理由で加熱されていてもよい。しかし、HDDR磁粉が加熱される場合、圧粉体の作製は真空中または不活性ガス中で行われることが好ましい。大気などの雰囲気中では、酸化によって磁気特性が低下してしまう可能性があるからである。このため、圧粉体の作製を行うときの好ましい温度は、室温程度である。<熱間圧縮成形>次に得られた圧粉体に対して熱間圧縮成形を行う工程E。熱間圧縮成形としては公知のホットプレス装置や放電プラズマ焼結装置SPS、熱間静水圧プレス装置HIPなど圧粉体中の粒子の塑性変形や原子拡散が顕在化する温度で圧粉体を圧縮できる装置を採用することができる。図1に、本発明における実施形態のR-T-B系永久磁石の製造方法に用いられるホットプレス装置の一例を模式的に示す。このホットプレス装置は、高周波加熱による高速加熱昇温速度5°C/秒以上と、ヘリウムガスによる高速冷却降温速度5°C/秒以上とが可能であり、HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末を15分以内で熱間圧縮成形することができる。図1のホットプレス装置は、一軸プレス装置であり、HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末の圧粉体を受容する開口部キャビティを中央に有する金型ダイス2と、HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末の圧粉体を加圧するための上部パンチ3aおよび下部パンチ3bと、上部パンチ3aを昇降させる加圧シリンダー5とを備えている。加圧シリンダー5には加圧機構7から圧力が与えられる。なお、図示しないが、加圧シリンダーは下部パンチ3bを昇降させるように設けても良い。金型ダイス2およびパンチ部3a、3bは、チャンバ1内に配置されており、チャンバ1内は真空装置8で真空排気することによって真空状態にするか、または、例えばヘリウムガス供給源例えばボンベ9から供給されるヘリウムガスによって充たされる。チャンバ1内をヘリウムガスで充たすことによって、粉末や圧粉体が酸化されることを防止することができる。また、ヘリウムガスを供給することによって、チャンバ1内の雰囲気の温度を高速降温速度5°C/秒以上で低下させることもできる。金型ダイス2の周囲には高周波コイル4が設けられており、高周波電源6から供給される高周波電力によって金型2および金型2内のHDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末の圧粉体を高速加熱昇温速度5°C/秒以上することが出来る。金型ダイス2およびパンチ3a、3bは、使用する雰囲気ガス中で、最高到達温度550°C~900°Cおよび最高印加圧力20MPa~2000MPaに耐えうる材料、例えばカーボンや超硬合金で形成されている。なお、液相成分の圧搾を容易にするために金型ダイス2とパンチ3a、3bの間に0.1mmの以上のクリアランスを設けている。本発明の実施形態の一例として用いるホットプレス装置では、高周波加熱により、HDDR磁粉とR’-Al系合金粉末の混合粉末の圧粉体を5°C/秒以上の昇温速度で520°C以上900°C以下の範囲内の所定の温度に加熱することができる。本発明の実施形態の一例では、HDDR法によって作製されたHDDR磁粉とNd-Al系合金粉末の混合粉末の圧粉体を金型内に挿入し、図1に示すように、ホットプレス装置内に設置して、装置内を1×10-2Pa以下まで排気した後、昇温を行う。なお、昇温時は加圧しても加圧しなくてもよい。その後、温度がTsTsはR’-Al系合金の選択された組成における固相線温度から105°C低い温度超、900°C以下の温度でホットプレスを行う。固相線温度は、R’-Al系合金に対し示差熱分析DTAや示差走査熱量分析DSCなどを行って求めてもよい。具体的には示差熱分析DTAや示差走査熱量分析DSCにて昇温過程において吸熱反応が始まる温度を測定する。ただし、サンプルによっては温度が固相線に到達して液相が生成することによる吸熱反応よりも低温において、固相-固相変態による吸熱反応が見られる場合もあるため、昇温前後のR’-Al系合金試料の組織観察により液相が生成していることを確認する。このように固相線温度は、測定によって求めることもできるが、平衡状態図が入手できる場合にはそれを用いて読み取るのが簡便である。例えばR’=Ndの場合には、Nd―Al系合金の二元系状態図例えばBinaryAlloyPhaseDiagrams,IIEd.,Ed.T.B.Massalski,1990,1,181182,GschneidnerK.A.Jr.から読み取れる。図2に、BinaryAlloyPhaseDiagrams,IIEd.,Ed.T.B.Massalski,1990,1,181182,GschneidnerK.A.Jr.を参考としたNd-Al系合金の二元系状態図を示す。Nd66.7Al33.3~Nd50Al50の組成における固相線温度は795°Cと読み取れるため、液相滲み出し境界温度Tsは795-105=690°Cとなる。Tsを超える温度でホットプレスを行うことにより大量の液相が生成し、主相粒界でのすべり変形とともに粒界へのNd-Al合金の拡散を進行させつつ、同時にサンプル外部に過剰な液相成分を圧搾できるため、保磁力を向上させつつBrの低下を最小限に抑えたバルク磁石を得ることができる。ホットプレス後の滲み出した液相成分は、例えばダイスとパンチの間のクリアランスに絞り出されてフレーク状の金属となって付着しているため、その絞り出された金属の有無によって圧搾されているかいないかが判断できる。R’この場合Nd-Al系合金の固相線温度ではなく、それよりも105°C低いTsを越える温度で液相が滲み出す原因は、混合したHDDR磁粉から生成する液相とR’-Al系合金がTsを越える温度で顕著に反応して大量の液相が生成するからであると考えられる。熱間圧縮成形時の温度を規定したTsは、固相線温度によって適宜規定されるが、その値は520°C以上900°C以下が好ましい。Tsが520°C未満となる組成はR’-Al系合金においては確認できない図2参照。900°Cを超えるとHDDR磁粉中のR2T14B相が結晶粒成長してしまい、保磁力の低下を招来する恐れがある。所定温度に達した後の保持時間は、1分以上240分以下が好ましい。保持時間が1分未満では、緻密化が十分に進行せず、また、240分を超えると、生産性の低下を招くからである。ホットプレス時の圧力は、20MPa以上2000MPa以下が好ましく、50MPa以上1000MPa以下がより好ましい。圧力が20MPaよりも小さいときは緻密化が十分に起こらない可能性があり、2000MPaを超えると、加圧装置の能力や金型の材質などに制約が生じる。以上のように、前記混合粉末に対しホットプレスをおこない、液相成分を圧搾させながら緻密化することで、R’-Al系合金を混合せずにホットプレスしたHDDR磁粉に対しBrの低下率を15以下に抑えつつ、保磁力を159kA/m以上向上させることができる。<熱処理>熱間圧縮成形を行った熱間圧縮成形体以下、ホットプレス体と称するに対し、さらに保磁力を向上させる目的で、真空中、あるいは不活性ガス中にて450°C以上900°C以下の温度で熱処理を行ってもよい工程F。熱処理温度450°C未満では、熱処理によるさらなる保磁力の向上効果が得られにくい。また、熱処理温度が900°Cを超えると、HDDR磁粉が結晶粒成長してしまい、保磁力が低下する。より好ましい熱処理温度の範囲は、500°C以上860°C以下である。熱処理中の酸化を抑制するため、雰囲気はアルゴンやヘリウムなどの不活性ガス雰囲気または真空が好ましい。また、熱処理時間は1分以上240分以下が好ましい。熱処理時間が1分未満では、保磁力が向上せず、また、240分以上では、生産性の低下を招くだけでなく、熱処理時に雰囲気中に存在する極微量の酸素や水分による酸化が起こって磁気特性が低下する可能性があるからである。なお、熱処理は熱間圧縮成形を行った装置内で圧力を除去した状況で実施してもよい。以下に、本発明による実施例と比較例を示して、本発明による実施形態をより詳細に説明する。実験例1<R-T-B系HDDR磁石粉末HDDR磁粉の作製工程A>Nd13.5Febal.Co8B6.5原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った後、粉砕して300μm以下の粉末とした後、HDDR処理を行った。HDDR処理は、管状炉にて大気圧アルゴン雰囲気中で840°Cまで昇温し、大気圧水素流気に切り換えて、840°Cで3時間保持して水素化-不均化HD処理を行い、その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて、同じ温度で1時間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行った後冷却してHDDR磁粉を作製した。得られたHDDR磁粉の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、706kA/mであった。<R’-Al系合金粉末の作製工程B>表2に示す種々の組成のR’―Al系合金を、単ロール急冷法にてロール周速度20m/秒で作製した。アルゴンガスに置換したチャンバ-中でコーヒーミルを用いて前記Nd―Al系合金を粉砕した後、150μm以下の粉末を回収してNd-Al系合金粉末を作製した。得られた粉末のうち、Nd60Al40合金粉末5gについて、JISZ8801のふるいを用いて粒度分布を測定した結果を表1に示す。この粉末は、表1に示されるように、粒径25μm以上の粒子が全体の50質量以上を占めていた。なお、R’-Al系合金の固相線温度は、R’がすべてNdであるためNd―Al系合金の二元系状態図BinaryAlloyPhaseDiagrams,IIEd.,Ed.T.B.Massalski,1990,1,181182,GschneidnerK.A.Jr.から読み取った。固相線温度および固相線温度から求めた液相滲み出し境界温度Tsの値を表2に示す。<R-T-B系HDDR磁石粉末とR’-Al系合金粉末の混合工程C>得られたHDDR磁粉とR’-Al系合金粉末を表2に示す混合比で混合した。混合後のNdおよびAlの組成比率を表2に示す。<圧粉体の作製工程D>上記混合粉末をプレス装置の金型に充填し、0.8テスラTの磁界中において、室温で、磁界と平行方向に140MPaの圧力を印加して圧粉体を作製した。また、参考例としてNd-Al系合金粉末を混合していないHDDR磁粉のみを用いて上記混合粉末と同様の条件で圧粉体を作製した。<圧粉体の熱間圧縮成形工程E>上記圧粉体を、磁界中成形の磁界方向とホットプレスのプレス方向が平行になるように超硬合金製の金型の開口部に挿入した。なお、液相の圧搾が可能となるように金型のダイスとパンチの間に0.1mmのクリアランスを設けた。圧粉体を挿入した金型をホットプレス装置内に設置し、1×10-2Pa以下の真空中で表2に示す圧力を印加しながら、高周波加熱により表2に示す温度まで金型を加熱した。温度を表2に示す時間保持し、プレス圧力は温度保持時間終了の10秒前に徐圧した。温度保持時間経過後直ちにチャンバ内にヘリウムガスを導入し冷却した。ホットプレス後のホットプレス体を金型から抜き出し、ダイスとパンチの間のクリアランスに絞り出されたフレーク状の金属液相成分の有無を確認した。液相の圧搾の可否を確認した結果を表2に示す。また、参考例としてNd-Al系合金粉末を混合していないHDDR磁粉のみの圧粉体に対しプレス圧力586MPa、保持温度630°C、温度保持時間2分でホットプレスを行った結果も表2に示す。<評価>得られたサンプルの表面を表面研削盤で加工し、寸法および重量から求めた密度を表2に示す。また、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。結果を表2に示す。実施例と比較例のBrの減少率は、このNd-Al系合金粉末を混合していないHDDR磁粉のみの圧粉体をホットプレスすることで真密度近くまで緻密化したサンプルのBrを基準として求めた。表2に示すようにNd-Al合金の固相線温度から求めたTs以下の温度でホットプレスを行ったサンプルNo.4、6、8、13、14、16の場合には液相の圧搾ができず、Brの減少率が15以上になった。また、900°C超でホットプレスを行なったサンプルNo.9は、結晶粒が粗大化して保磁力が大きく低下した。また、Nd-Al系合金粉末のAlが65原子超であるサンプルNo.17、18の場合には、Nd-Al系合金粉末を混合せずにホットプレスを行った参考例よりも保磁力が低下した。一方、本願発明の製造方法を用いて作製したサンプルNo.1、2、3、5、7、9、10、11、14では、6.45g/cm3以上の密度まで高密度化しつつ、液相の圧搾が可能であったためBrの減少率が15以下となった。また、Nd-Al系合金粉末を混合せずにホットプレスを行った参考例よりも159kA/m以上高い1028kA/m以上の保磁力が得られた。実験例2<R-T-B系HDDR磁石粉末およびR’-Al系合金粉末の作製、混合工程A~C>実験例1と同一の条件で作製したNd13.5Febal.Co8B6.5原子組成のHDDR磁粉と実験例1と同一の条件で作製したNd80Al20組成、Nd60Al40組成の合金粉末とを表3に示す混合比で混合した。なお、Nd―Al系合金の二元系状態図BinaryAlloyPhaseDiagrams,IIEd.,EdT.B.Massalski,1990,1,181182,GschneidnerK.A.Jr.から読み取れる、Nd80Al20合金、Nd60Al40合金の固相線温度は、Nd80Al20合金が635°C、Nd60Al40合金が795°C、固相線温度から求めた液相滲み出し境界温度TsはNd80Al20合金が530°C、Nd60Al40合金が690°Cであった。<圧粉体の作製工程D>上記混合粉末をプレス装置の金型に充填し、0.8テスラTの磁界中において、室温で磁界と平行方向に140MPaの圧力を印加して圧粉体を作製した。また、参考例としてNd-Al系合金粉末を混合していないHDDR磁粉のみを用いて上記混合粉末と同様の条件で圧粉体を作製した。<圧粉体熱間圧縮成形工程E>上記圧粉体を、磁界中成形の磁場方向とホットプレスのプレス方向が平行になるように超硬合金製の金型の開口部に挿入した。なお、液相の圧搾が可能となるように金型のダイスとパンチの間に0.1mmのクリアランスを設けた。圧粉体を挿入した金型をホットプレス装置内に設置し、1×10-2Pa以下の真空中で586MPaの圧力を印加しながら、高周波加熱により金型を加熱した。保持温度はNd80Al20合金が580°C、Nd60Al40合金が700°Cで昇温速度は10°C/sec、温度保持時間はNd80Al20合金が10分、Nd60Al40合金が2分で保持時間終了の10秒前にプレス圧力を徐圧した。保持時間経過後直ちにチャンバ内にヘリウムガスを導入し冷却した。ホットプレス後のホットプレス体を金型から抜き出し、ダイスとパンチの間のクリアランスに絞り出されたフレーク状の金属液相成分の有無を確認した。液相の圧搾の可否を確認した結果を表3に示す。<評価>得られたサンプルの表面を表面研削盤で加工し、寸法および重量から求めた密度を表3に示す。また、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。結果を表3に示す。表3に示すようにいずれの条件においても液相の圧搾が可能であることを確認したが、R’-Al系合金粉末とR-T-B系HDDR磁石粉末の混合比が1/80の場合、Brの減少率は小さいが、保磁力が1000kA/m以下と十分に向上しなかった。一方、R’-Al系合金粉末とR-T-B系HDDR磁石粉末の混合比が1/5の場合、混合比が1/10の場合と比べて保磁力の向上量がほとんど変わらず、圧搾しきれなかったNdなどが大量に残り、Brの減少率が15以上となった。R’-Al系合金粉末とR-T-B系HDDR磁石粉末の混合比が1/10~1/50において159kA/m以上保磁力が向上しつつBrの減少率が15以下となり、特に1/10~1/20において高い保磁力が得られた。実験例1と実験例2で得られた結果を図3に示す。これは縦軸にBrの減少率、横軸に保磁力HcJをとったグラフで、右上にあるほど磁気特性が高いことを示す図である。本願実施例は比較例と比較していずれも右上にプロットされ、高い磁気特性を示すことが分かる。実験例3<R-T-B系HDDR磁石粉末およびR’-Al系合金粉末の作製、混合工程A~C>実験例1と同一の条件で作製したNd13.5Febal.Co8B6.5原子組成のHDDR磁粉と実験例1と同一の条件で作製したNd60Al40組成の合金粉末とを表4に示す混合比で混合した。なお、Nd―Al系合金の二元系状態図BinaryAlloyPhaseDiagrams,IIEd.,Ed.T.B.Massalski,1990,1,181182,GschneidnerK.A.Jr.から読み取れる、Nd60Al40合金の固相線温度は、795°C、固相線温度から求めた液相滲み出し境界温度Tsは690°Cであった。<圧粉体の作製工程D>上記混合粉末をプレス装置の金型に充填し、0.8テスラTの磁界中において、室温で磁界と平行方向に140MPaの圧力を印加して圧粉体を作製した。また、参考例としてNd-Al系合金粉末を混合していないHDDR磁粉のみを用いて上記混合粉末と同様の条件で圧粉体を作製した。<圧粉体の熱間圧縮成形工程E>上記圧粉体を、磁界中成形の磁界方向とホットプレスのプレス方向が平行になるように超硬合金製の金型の開口部に挿入した。なお、液相の圧搾が可能となるように金型のダイスとパンチの間に0.1mmのクリアランスを設けた。圧粉体を挿入した金型をホットプレス装置内に設置し、1×10-2Pa以下の真空中で586MPaの圧力を印加しながら、高周波加熱により金型を加熱した。保持温度は730°Cと680°Cで昇温速度は10°C/sec、温度保持時間は2分で、保持時間終了の10秒前にプレス圧力を抜いた。保持時間経過後直ちにチャンバ内にヘリウムガスを導入し冷却した。ホットプレス後のホットプレス体を金型から抜き出し、ダイスとパンチの間のクリアランスに絞り出されたフレーク状の金属液相成分の有無を確認した。液相の圧搾の可否を確認した結果を表4に示す。<評価>得られたサンプルの表面を表面研削盤で加工し、寸法および重量から求めた密度を表4に示す。また、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。結果を表4に示す。表4に示すように液相滲み出し境界温度Tsより高い温度である730°CでホットプレスしたサンプルNo.10では液相の圧搾によってBrの減少率が15以下となり保磁力も向上していた。一方、液相滲み出し境界温度Tsの10°C下でホットプレスしたサンプルNo.13は、保磁力は十分に向上したが液相の圧搾が不可能であったためBrの減少率が15以上となった。<ホットプレス体の熱処理工程F>磁気特性を評価したホットプレス後のサンプルに対し、1Pa以下の真空中で表4に示すように700°Cで150分の熱処理を行い、サンプルを得た。<評価>得られたサンプルの寸法および重量から密度を求めた。また、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。結果を表4に示す。表4に示すように液相滲み出し境界温度Tsより高い温度である730°CでホットプレスしたサンプルNo.27では、熱処理によって保磁力が向上したが、試料の膨張によって密度が低下してBrの減少率が大きくなった。ただし、ホットプレス時に液相を圧搾したため熱処理による試料の膨張効果は小さく、熱処理後でもBrの低下率は15以下であった。一方、液相滲み出し境界温度Tsの10°C下でホットプレスしたサンプルNo.28は、熱処理によって保磁力が向上したが、ホットプレス時に液相が圧搾できなかったため試料の膨張によって密度が大きく低下してBrの減少率が大幅に大きくなった。"