軽希土類元素RLNdおよびPrの少なくとも1種を主たる希土類元素Rとして含有するR2Fe14B型化合物結晶粒を主相として有するR-Fe-B系希土類焼結磁石であって、表面から粒界拡散によって内部に導入された金属元素MMはAl、Ga、In、Sn、Pb、Bi、Zn、およびAgからなる群から選択された少なくとも1種と、表面から粒界拡散によって内部に導入された重希土類元素RHDy、Ho、およびTbからなる群から選択された少なくとも1種とを含有し、前記重希土類元素RHが前記表面から0.5mm以上の深さまで拡散しており、前記主相としての前記R2Fe14B型化合物結晶粒の外郭部において前記重希土類元素RHが濃縮された層が形成されており、前記濃縮された層における重希土類元素RHの濃度は、前記濃縮された層の内側における重希土類元素RHの濃度よりも高い、R-Fe-B系希土類焼結磁石。厚さが3mm以上10mm以下である、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。重希土類元素RHの重量は、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石の重量の0.1以上1.0以下の範囲内にある、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。重希土類元素RHの含有量に対する金属元素Mの含有量の重量比率M/RHは1/100以上5/1以下である、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。前記R2Fe14B型化合物結晶粒の前記外郭部において軽希土類元素RLの少なくとも一部がRHによって置換されている、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。表面の少なくとも一部は、前記重希土類元素RHを含有するRH層によって覆われており、前記表面と前記RH層との間には、前記金属元素Mを含有するM層の少なくとも一部が存在している、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。前記重希土類元素RHの濃度は厚さ方向に勾配を有している、請求項1に記載のR-Fe-B系希土類焼結磁石。特許文献1、特許文献2及び特許文献3に開示されている従来技術は、いずれも、加工劣化した焼結磁石表面の回復を目的としているため、表面から内部に拡散される金属元素の拡散範囲は、焼結磁石の表面近傍に限られている。このため、厚さ3mm以上の磁石では、保磁力の向上効果がほとんど得られない。今後の市場拡大が予想されているEPS、HEVモータ用磁石には、3mmあるいは5mm以上の厚さを有する希土類焼結磁石が要求されている。このような厚さを有する焼結磁石の保磁力を高めるためには、例えば厚さ3mm以上のR-Fe-B系希土類焼結磁石の内部全体に効率よく重希土類元素RHを拡散させる技術の開発が必要である。本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、少ない量の重希土類元素RHを効率よく活用し、磁石が比較的厚くとも、磁石全体にわたって主相結晶粒の外郭部に重希土類元素RHを拡散させたR-Fe-B系希土類焼結磁石を提供することにある。本発明のR-Fe-B系希土類焼結磁石は、軽希土類元素RLNdおよびPrの少なくとも1種を主たる希土類元素Rとして含有するR2Fe14B型化合物結晶粒を主相として有するR-Fe-B系希土類焼結磁石であって、表面から粒界拡散によって内部に導入された金属元素MMはAl、Ga、In、Sn、Pb、Bi、Zn、およびAgからなる群から選択された少なくとも1種と、表面から粒界拡散によって内部に導入された重希土類元素RHDy、Ho、およびTbからなる群から選択された少なくとも1種とを含有する。好ましい実施形態において、金属元素Mおよび重希土類元素RHの粒界における濃度は、主相結晶粒内における濃度よりも高い。好ましい実施形態において、厚さは3mm以上10mm以下であり、前記重希土類元素RHが前記表面から0.5mm以上の深さまで拡散している。好ましい実施形態において、重希土類元素RHの重量は、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の重量の0.1以上1.0以下の範囲内にある。好ましい実施形態において、重希土類元素RHの含有量に対する金属元素Mの含有量の重量比率M/RHは1/100以上5/1以下である。好ましい実施形態において、前記R2Fe14B型化合物結晶粒の外郭部において軽希土類元素RLの少なくとも一部がRHによって置換されている。好ましい実施形態において、表面の少なくとも一部は、前記重希土類元素RHを含有するRH層によって覆われており、前記表面と前記RH層との間には、前記金属元素Mを含有するM層の少なくとも一部が存在している。好ましい実施形態において、前記重希土類元素RHの濃度は厚さ方向に勾配を有している。本発明によるR-Fe-B系希土類焼結磁石の製造方法は、軽希土類元素RLNdおよびPrの少なくとも1種を主たる希土類元素Rとして含有するR2Fe14B型化合物結晶粒を主相として有するR-Fe-B系希土類焼結磁石体を用意する工程と、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の表面に金属元素MMはAl、Ga、In、Sn、Pb、Bi、Zn、およびAgからなる群から選択された少なくとも1種を含有するM層を堆積する工程と、重希土類元素RHDy、Ho、およびTbからなる群から選択された少なくとも1種を含有するRH層を前記M層上に堆積する工程と、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体を加熱し、前記表面から金属元素Mを前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の内部に拡散させ、また、前記表面から重希土類元素RHを前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の内部に拡散させる工程とを包含する。好ましい実施形態において、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の厚さは3mm以上10mm以下である。好ましい実施形態において、拡散前における前記RH層の重量を、前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の重量の0.1以上1.0以下の範囲内に設定する。好ましい実施形態において、拡散時における前記R-Fe-B系希土類焼結磁石体の温度を300°C以上1000°C未満の範囲内に設定する。好ましい実施形態において、前記M層およびRH層を堆積する工程は、真空蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、蒸着薄膜形成IVD法、プラズマ蒸着薄膜形成EVD法、ディッピング法のいずれかにより実行する。本発明によれば、3mm以上の厚さを有しても、外郭部に効率よく重希土類元素RHが濃縮された主相結晶粒を磁石焼結体の内部にも効率よく形成することができるため、高い残留磁束密度と高い保磁力とを兼ね備えた高性能磁石を提供することができる。本発明のR-Fe-B系希土類焼結磁石は、焼結体の表面から粒界拡散によって内部に導入された金属元素Mと、表面から粒界拡散によって内部に導入された重希土類元素RHとを含有している。ここで、金属元素MはAl、Ga、In、Sn、Pb、Bi、Zn、およびAgからなる群から選択された少なくとも1種であり、重希土類元素RHは、Dy、Ho、およびTbからなる群から選択された少なくとも1種である。本発明のR-Fe-B系希土類焼結磁石は、R-Fe-B系希土類焼結磁石の表面に金属元素Mを含有する層以下、M層と称する。と、重希土類元素RHを含有する層以下、RH層と称する。を順次堆積した後、焼結体の表面から内部へ金属元素Mおよび重希土類元素RHを拡散させることによって好適に製造される。図1aは、表面にM層およびRH層が積層されたR-Fe-B系希土類焼結磁石の断面を模式的に示しており、図1bは、比較のため、表面にRH層のみが形成されたR-Fe-B系希土類焼結磁石従来例の断面を模式的に示している。本発明における拡散工程は、M層およびRH層が形成された焼結体を加熱することによって実行される。この加熱により、融点が相対的に低い金属元素Mが粒界を介して速やかに焼結体内部に拡散し、その後、重希土類元素RHが粒界を介して焼結体内部に拡散する。金属Mが先に拡散することにより、粒界相Rリッチ粒界相の融点が低下するため、M層を堆積しなかった場合に比べて重希土類元素RHの粒界拡散が促進されると考えられる。その結果、M層を堆積しない場合に比べ、より低い温度でも重希土類元素RHを焼結体の内部に効率的に拡散させることが可能になる。図1cは、図1aの磁石に対して拡散工程を行なった後の磁石内部の組織を模式的に示しており、図1dは、図1bの磁石に対して拡散工程を行なった後の磁石内部の組織を模式的に示している。図1cでは、重希土類元素RHが粒界相中を拡散し、粒界相から主相外殻部に侵入している様子が模式的に示されている。これに対し、図1dには、表面から供給される重希土類元素RHが磁石内部には拡散していない様子が模式的に示されている。このように金属元素Mの働きによって重希土類元素RHの粒界拡散が促進されると、磁石焼結体表面の近傍に位置する主相の内部に重希土類元素RHが拡散してゆくよりも速いレートで重希土類元素RHが磁石内部に拡散侵入してゆく。重希土類元素RHが主相の内部を拡散してゆくことを体積拡散と称することにすると、M層の存在は、体積拡散よりも優先的に粒界拡散を生じさせるため、結果的に体積拡散を抑制する機能を発揮することになる。本発明では、粒界拡散の結果、粒界における金属元素Mおよび重希土類元素RHの濃度は、主相結晶粒内における濃度よりも高い。本発明では、重希土類元素RHが磁石表面から0.5mm以上の深さまで容易に拡散してゆく。本発明において、金属元素Mの拡散を行うための熱処理の温度は、金属Mの融点以上1000°C未満の値に設定することが好ましい。金属Mの拡散を充分に進行させた後、重希土類元素RHの粒界拡散を更に促進するため、熱処理温度を更に高い値例えば800°C~1000°C未満に上昇させてもよい。このような熱処理により、R2Fe14B主相結晶粒に含まれる軽希土類元素RLの一部を焼結体表面から拡散した重希土類元素RHで置換し、R2Fe14B主相の外郭部に重希土類元素RHが相対的に濃縮した層厚さは例えば1nmを形成することができる。R-Fe-B系希土類焼結磁石の保磁力発生機構はニュークリエーション型であるため、主相外郭部における結晶磁気異方性が高められると、主相における粒界相の近傍で逆磁区の核生成が抑制される結果、主相全体の保磁力HcJが効果的に向上する。本発明では、磁石焼結体の表面に近い領域だけでなく、磁石表面から奥深い領域においても重希土類置換層を主相外殻部に形成することができるため、磁石全体にわたって結晶磁気異方性が高められ、磁石全体の保磁力HcJが充分に向上することになる。したがって、本発明によれば、消費する重希土類元素RHの量が少なくとも、焼結体の内部まで重希土類元素RHを拡散浸透させることができ、主相外郭部で効率良くRH2Fe14Bを形成することにより、残留磁束密度Brの低下を抑制しつつ保磁力HcJを向上させることが可能になる。なお、Tb2Fe14Bの結晶磁気異方性は、Dy2Fe14Bの結晶磁気異方性よりも高く、Nd2Fe14Bの結晶磁気異方性の約3倍の大きさを有している。このため、主相外郭部で軽希土類元RLと置換させるべき重希土類元素RHとしては、DyよりもTbが好ましい。上記説明から明らかなように、本発明では、原料合金の段階において重希土類元素RHを添加しておく必要はない。すなわち、希土類元素Rとして軽希土類元素RLNdおよびPrの少なくとも1種を含有する公知のR-Fe-B系希土類焼結磁石を用意し、その表面から低融点金属および重希土類元素を磁石内部に拡散する。従来の重希土類層のみを磁石表面に形成した場合は、拡散温度を高めても、磁石内部の奥深くまで重希土類元素を拡散させることは困難であったが、本発明によれば、Alなどの低融点金属の先行的な拡散によって重希土類元素の粒界拡散を促進することができるため、磁石の内部に位置する主相の外殻部にも重希土類元素を効率的に供給することが可能になる。本発明者の実験によると、磁石焼結体の表面に形成するM層の重量とRH層の重量比M/RHは、1/100以上5/1以下の範囲に設定することが好ましい。この重量比M/RHは1/20以上2/1以下の範囲に設定することが更に好ましい。重量比を、このような範囲内に設定することにより、金属Mが重希土類元素RHの拡散促進の役割を有効に果たすことができ、重希土類元素RHが磁石の内部へ効率良く拡散し、保磁力向上効果を得ることができるようになる。磁石焼結体の表面に形成するRH層の重量、言い換えると、磁石が含有する重希土類元素RHの総重量は、磁石全体の重量の0.1以上1以下の範囲に調節することが好ましい。RH層の重量が磁石重量の0.1未満であると、拡散に必要な重希土類元素RHが不足するため、磁石が厚くなると、磁石に含まれる全ての主相外郭部に重希土類元素RHを拡散させることができなくなる。一方、RH層の重量が磁石重量の1を超えると、主相外殻部でのRH濃縮層形成に必要な量を超えて過剰となる。また、重希土類元素RHが過剰に供給されると、主相内部へのRH拡散により、残留磁束密度Brの低下を招くおそれがある。本発明によれば、例えば厚さ3mm以上の厚物磁石に対しても、僅かな量の重希土類元素RHを用いて残留磁束密度Brおよび保磁力HcJの両方を高め、高温でも磁気特性が低下しない高性能磁石を提供することができる。このような高性能磁石は、超小型高出力モータの実現に大きく寄与する。粒界拡散を利用した本発明の効果は、厚さが10mm以下の磁石において特に顕著に発現する。以下、本発明によるR-Fe-B系希土類焼結磁石を製造する方法の好ましい実施形態を説明する。[原料合金]まず、25質量以上40質量以下の軽希土類元素RLと、0.6質量以上1.6質量以下のB硼素と、残部Fe及び不可避的不純物とを含有する合金を用意する。Bの一部はC炭素によって置換されていてもよいし、Feの一部50原子以下は、他の遷移金属元素例えばCoまたはNiによって置換されていてもよい。この合金は、種々の目的により、Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、およびBiからなる群から選択された少なくとも1種の添加元素Mを0.01~1.0質量程度含有していてもよい。上記の合金は、原料合金の溶湯を例えばストリップキャスト法によって急冷して好適に作製され得る。以下、ストリップキャスト法による急冷凝固合金の作製を説明する。まず、上記組成を有する原料合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によって溶融し、原料合金の溶湯を形成する。次に、この溶湯を1350°C程度に保持した後、単ロール法によって急冷し、例えば厚さ約0.3mmのフレーク状合金鋳塊を得る。こうして作製した合金鋳片を、次の水素粉砕前に例えば1~10mmの大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許第5、383、978号明細書に開示されている。[粗粉砕工程]上記のフレーク状に粗く粉砕された合金鋳片を水素炉の内部へ挿入する。次に、水素炉の内部で水素脆化処理以下、水素粉砕処理と称する場合がある工程を行なう。水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうすれば、粗粉砕粉が酸化発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するからである。水素粉砕によって、希土類合金は0.1mm~数mm程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は500μm以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をより細かく解砕するとともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。[微粉砕工程]次に、粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用いて微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。ジェットミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金粗粉砕粉の供給を受け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回収タンクに集められる。こうして、0.1~20μm程度典型的には3~5μmの微粉末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定されず、アトライタやボールミルであってもよい。粉砕に際して、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を粉砕助剤として用いてもよい。[プレス成形]本実施形態では、上記方法で作製された磁性粉末に対し、例えばロッキングミキサー内で潤滑剤を例えば0.3wt添加混合し、潤滑剤で合金粉末粒子の表面を被覆する。次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。印加する磁界の強度は、例えば1.5~1.7テスラTである。また、成形圧力は、成形体のグリーン密度が例えば4~4.5g/cm3程度になるように設定される。[焼結工程]上記の粉末成形体に対して、650~1000°Cの範囲内の温度で10~240分間保持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度例えば1000~1200°Cで焼結を更に進める工程とを順次行なうことが好ましい。焼結時、特に液相が生成されるとき温度が650~1000°Cの範囲内にあるとき、粒界相中のRリッチ相が融け始め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結磁石が形成される。焼結後、必要に応じて、時効処理500~1000°Cが行われる。[金属拡散工程]次に、こうして作製された焼結磁石の表面に金属Mからなる層と、重希土類元素RHからなる層とを、この順序で積層する。金属Mが重希土類元素RHの拡散促進の役割を果たし、より磁石内部へ効率良く拡散浸透して、保磁力向上効果を得るためには、前述した重量比率を実現する厚さに各金属層を形成することが好ましい。上記金属層の成膜法は、特に限定されず、たとえば、真空蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、蒸着薄膜形成IND法、プラズマ蒸着薄膜形EVD法、ディッピング法などの薄膜堆積技術を用いることができる。上記金属層から金属元素を磁石内部に拡散させるためには、前述したように、2段階の熱処理を実行してもよい。すなわち、まずは金属Mの融点以上の温度に加熱した状態で、金属Mの拡散を優先的に進行させ、その後、重希土類元素RHの粒界拡散のための熱処理を実行してもよい。図2は、スパッタ法によってDy層厚さ2.5μmのみを焼結磁石表面に形成し、900°C30分の熱処理を行った場合の残留磁束密度Brおよび保磁力HcJの磁石厚さ依存性を示すグラフである。図2からわかるように、磁石厚さが小さい3mm未満場合は、保磁力HcJが充分に向上しているが、磁石厚さが大きくなるほど、保磁力HcJの向上効果が失われている。これは、Dyの拡散距離が短いため、焼結磁石が厚くなるほど、Dyによる置換が実現していない領域の存在割合が増大しているためである。これに対し、本発明では、Al、Ga、In、Sn、Pb、Bi、Zn、およびAgからなる群から選択された少なくとも1種の金属元素Mを利用し、重希土類元素RHの粒界拡散を促進するため、より低い拡散温度でも厚い磁石の内部に重希土類元素RHを浸透させ、磁石特性を向上させることが可能になる。以下、本発明の実施例を説明する。実施例1まず、Nd:14.6、B:6.1、Co:1.0、Cu:0.1、Al:0.5、残部:Fe原子の組成を有するように配合した合金のインゴットをストリップキャスト装置により溶融し、冷却することによって凝固した。こうして、厚さ0.2~0.3mmの合金薄片を作製した。次に、この合金薄片を容器内に充填し、水素処理装置内に挿入した。そして、水素処理装置内に圧力500kPaの水素ガス雰囲気で満たすことにより、室温で合金薄片に水素吸蔵させた後、放出させた。このような水素処理を行うことにより、合金薄片を脆化し、大きさ約0.15~0.2mmの不定形粉末を作製した。上記の水素処理により作製した粗粉砕粉末に対し粉砕助剤として0.05wtのステアリン酸亜鉛を添加し混合した後、ジェットミル装置による粉砕工程を行うことにより、粉末粒径が約4μmの微粉末を製作した。こうして作製した微粉末をプレス装置により成形し、粉末成形体を作製した。具体的には、印加磁界中で粉末粒子を磁界配向した状態で圧縮し、プレス成形を行った。その後、成形体をプレス装置から抜き出し、真空炉により1020°Cで4時間の焼結工程を行った。こうして、焼結体ブロックを作製したあと、この焼結体ブロックを機械的に加工することにより、厚さ3mm×縦10mm×横10mmの磁石焼結体を得た。次に、マグネトロンスパッタ装置を用い、磁石焼結体の表面に金属層を堆積した。具体的には、以下の工程を行った。まず、スパッタ装置における成膜室内の真空排気を行い、その圧力を6×104Paまで低下させた後、高純度Arガスを成膜室内に導入し、圧力を1Paに維持した。次に、成膜室内の電極間にRF出力300Wの高周波電力を与えることにより、磁石焼結体の表面に対して5分間の逆スパッタを行った。この逆スパッタは、磁石焼結体の表面を清浄化するために行うものであり、磁石表面に存在した自然酸化膜を除去した。次に、成膜室内の電極間にDC出力500WおよびRF出力30Wの電力を印加することにより、Alターゲットの表面をスパッタし、磁石焼結体の表面に厚さ1.0μmのAl層を形成した。その後、同じ成膜室内のDyターゲットの表面をスパッタすることにより、Al層上に厚さ4.5μmのDy層を形成した。次に、表面に金属の積層膜が堆積された磁石焼結体に対して、1×102Paの減圧雰囲気下において680°Cで30分間の第1段熱処理と、900°Cで60分間の第2段熱処理とを続けて実行した。この熱処理は、金属の積層膜から金属元素を磁石焼結体の内部に粒界を通じて拡散させるために行った。この後、500°Cで2時間の時効処理を施し、実施例1の試料を作製した。一方、比較例1~3の試料も作製した。比較例1~3は、Al層の堆積工程および680°Cで30分間の熱処理工程を割愛した点で実施例1の製造工程と異なっている。比較例1~3の間にある差異は、Dy層の厚さDy添加量の違いにある。これらの試料に3MA/mのパルス着磁を行った後、BHトレーサーを用いて磁気特性を測定した。比較例1~3および実施例1について測定した磁気特性残留磁束密度Brおよび保磁力HcJの結果を表1に示す。この表1から明らかなように、Dy層の下にAl層を設けたことにより、実施例1は高い保磁力HcJを示し、時効処理のみを施した比較例1の保磁力HcJと比べて40向上しているのに対し、残留磁束密度Brの低下はごくわずかである。また、Al層を設けないでDy層のみを形成し、拡散させた比較例2と比べても、実施例1の保磁力HcJは向上していることが確認された。さらに、Al層を設けずにDy層の厚さを増大させた比較例3と比べても、実施例1の保磁力HcJは向上している。このように優れた効果が得られたのは、Al層の形成先行拡散により、Dyの粒界拡散が促進され、Dyが磁石内部の粒界まで浸透したためであると考えられる。図3aは、Al層厚さ1.0μmとDy層厚さ4.5μmを積層し、熱処理900°C、120分を行ったサンプルにおけるDy濃度分布を示すマッピング写真であり、図3bは、Dy層厚さ4.5μmのみを形成し、熱処理900°C、120分を行ったサンプルにおけるDy濃度分布を示すマッピング写真である。図の左側に磁石表面が位置し、白い領域がDyの存在する部分である。図3aおよびbの比較から明らかなように、Al層を形成しないサンプルでは、磁石表面写真左側近傍にDyが高濃度に存在している。これは、粒界拡散が促進されなかったため、体積拡散が顕著に生じたためであり、体積拡散は残留磁束密度Brを低下させる原因となる。図3cは、図3a、bのサンプルにおけるEPMAビーム径φ100μmによるDy濃度プロファイルを示すグラフである。EPMAの加速電圧は25kV、ビーム電流は200nAであった。図3cのグラフでは、●のデータが図3aのサンプルから得られたものであり、○のデータが図3bのサンプルから得られたものである。これらの濃度プロファイルから、Al層厚さ1.0μmを設けたサンプルでは、より深い位置までDyが拡散していることがわかる。図4aは、Al層厚さ1.0μmとDy層厚さ2.5μmを積層したサンプルおよびDy層厚さ2.5μmのみを形成したサンプルについて、保磁力HcJと熱処理温度2段階熱処理時の後段熱処理温度との関係を示すグラフであり、図4bは、上記サンプルについて、残留磁束密度Brと熱処理温度同上との関係を示すグラフである。これらの図からわかるように、Al層を形成したサンプルでは、Dy拡散のための熱処理温度を低下させても、高い保磁力HcJを得ることができる。実施例2~6まず、実施例1の製造工程と同様の工程により、厚さ5mm×縦10mm×横10mmの磁石焼結体を複数個作製した。これらの磁石焼結体に、それぞれ、スパッタ法によりAl層厚さ2μm、Bi層厚さ0.6μm、Zn層厚さ1.0μm、Ag層厚さ0.5μm、Sn層厚さ1.0μmを堆積した。これらの各金属層が形成された磁石焼結体上に、それぞれ、スパッタ法によりDy層厚さ8.0μmを堆積した。各試料では、Dy層と磁石焼結体との間にAl、Bi、Zn、Ag、およびSnのいずれかの金属からなる層M層が存在している。次に、表面に上記金属の積層膜が堆積された磁石焼結体に対して、1×102Paの減圧雰囲気下において300~800°Cで30分間の第1段熱処理と、900°Cで60分間の第2段熱処理とを続けて実行した。この熱処理は、金属の積層膜から金属元素を磁石焼結体の内部に粒界を通じて拡散させるために行った。この後、500°Cで2時間の時効処理を施し、試料実施例2~6を作製した。これらの試料に3MA/mのパルス着磁を行った後、BHトレーサーを用いて磁気特性を測定した。表2に示す結果から明らかなように、実施例2~6の保磁力HcJは、上記の各種金属からなる層を形成することなくDyのみを拡散させた比較例4の保磁力よりも、高い値を示した。これは、Al、Bi、Zn、Ag、Snの金属層を設けることにより、Dyの拡散が促進され、磁石体内部までDyを浸透させることができたためである。実施例7まず、実施例1と同様にして厚さ8mm×縦10mm×横10mmの磁石焼結体を複数個作製した。厚さが8mmであり、磁石焼結体が厚膜磁石である点で前述の実施例と異なっている。次に、電子ビーム蒸着装置を用い、磁石焼結体の表面に金属層を堆積した。具体的には、以下の工程を行った。まず、電子ビーム蒸着装置における成膜室内の真空排気を行い、その圧力を5×103Paまで低下させた後、高純度Arガスを成膜室内に導入し、圧力を0.2Paに維持した。次に、成膜室内の電極間に0.3kVのDC電圧を与えることにより、磁石焼結体の表面に対して5分間のイオンボンバード処理を行った。このイオンボンバード処理は、磁石焼結体の表面を清浄化するために行うものであり、磁石表面に存在した自然酸化膜が除去された。次に、成膜室内を圧力1×103Paまで減圧した後、1.2Aのビーム出力10kVで真空蒸着を行い、磁石焼結体の表面に厚さ3.0μmのAl層を形成した。その後、同様にして、0.2Aのビーム出力10kVで、Al層上に厚さ10.0μmのDy層を形成した。この後、実施例1と同様の熱処理を施し、実施例7の試料を作製した。比較例5は、Al層の堆積工程および680°Cで30分間の熱処理工程を割愛した点で実施例7の製造工程と異なっている。これらの試料に3MA/mのパルス着磁を行った後、BHトレーサーを用いて磁気特性を測定した。比較例5および実施例7について測定した磁気特性残留磁束密度Brおよび保磁力HcJを表3に示す。表3の結果から明らかなように、厚さが8mmの磁石体であっても、AlによってDyの粒界拡散が促進され、磁石内部深くまでDyが浸透したことにより、高い保磁力HcJが達成された。図5は、厚さt=3mmの磁石に対して、表面から粒界拡散によって内部に導入されたDy量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。図5からわかるように、Al層を設けることにより、同程度の保磁力HcJを得るために必要なDy層厚を小さくすることができる。このことは、希少資源である重希土類元素RHの有効活用につながり、製造コスト低減にも寄与する。以上の説明により、重希土類元素であるDyの層と焼結磁石との間にAlなどの低融点金属の層を介在させ、拡散処理を行うことにより、Dyの粒界拡散が促進されることが確認された。このようなDyの粒界拡散が促進される結果、従来よりも低い熱処理温度でDy拡散を進行させることが可能になり、また、磁石の内部奥深い位置までDyを浸透させることが可能になる。その結果、Alによる残留磁束密度Brの低下を招くことなく最小限に抑えながら、保磁力HcJが向上する。こうして、必要なDyの使用量を低減しつつ、厚物磁石全体の保磁力HcJを効率よく向上させることが可能になる。なお、本発明では重希土類元素RHが厚さ方向拡散方向に濃度勾配を有することになる。重希土類元素RHの合金溶解または粉末の段階で添加する従来方法で作製した場合は、このような濃度勾配は生じない。磁石の耐候性を高めるため、重希土類元素RH層の外側にAlやNiなどの被膜を形成してもよい。