R-Fe-B系焼結磁石体を用意する工程と、前記R-Fe-B系焼結磁石体を、回転可能な容器に収容する工程と、RHM合金層を形成する工程であって、前記R-Fe-B系焼結磁石体を収容した前記容器を回転させながら、前記R-Fe-B系焼結磁石体の表面に、重希土類金属RH但し、RHは、Dy、Ho、Tbから選ばれる希土類元素の1種又は2種以上および金属M但し、MはAl、Cu、Co、Fe、Agから選ばれる金属元素の1種または2種以上を含むRHM合金層を形成する工程と、800°C以上1000°C以下の温度で熱処理を行う工程と、を包含し、前記熱処理を行う工程において、前記重希土類金属RHが前記R-Fe-B系焼結磁石体の内部に拡散される希土類焼結磁石の製造方法。前記RHM合金層を形成する工程は、蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法にてRHM合金層を形成することを含む請求項1に記載の希土類焼結磁石の製造方法。前記RHM合金層を形成する工程は、DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、およびDyFeAgからなる群から選択された少なくとも1種の合金から前記RHM合金層を形成することを含む請求項1に記載の希土類焼結磁石の製造方法。前記RHM合金層を形成する工程と熱処理を行う工程とを複数回繰り返す、請求項1に記載の希土類焼結磁石の製造方法。前記RHM合金層を形成する前に前記R-Fe-B系焼結磁石体の温度が500°C以上1000°C以下になるようにR-Fe-B系焼結磁石体を加熱する工程を含む請求項1に記載の希土類焼結磁石の製造方法。前記R-Fe-B系焼結磁石体の厚さは10mm以下である請求項1に記載の希土類焼結磁石の製造方法。特許文献1及び特許文献2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、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少ない。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、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殻部に重希土類元素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。本発明の希土類焼結磁石は、R-Fe-B系希土類焼結磁石体と、重希土類金属RH但し、RHは、Dy、Ho、Tbから選ばれる希土類元素の1種又は2種以上および金属M但し、MはAl、Cu、Co、Fe、Agからなる群から選択された金属元素の1種または2種以上を含み、前記R-Fe-B系焼結磁石体の表面に形成されているRHM合金層とを備える。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10mm以下である。好ましい実施形態において、RHM合金層は、DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、DyFeAg、およびTbAlCuからなる群から選択された少なくとも1種の合金を含む。本発明による希土類焼結磁石の製造方法は、R-Fe-B系焼結磁石体を用意する工程と、前記R-Fe-B系焼結磁石体の表面にRH但し、RHは、Dy、Ho、Tbから選ばれる希土類元素の1種又は2種以上および金属M但し、MはAl、Cu、Co、Fe、Agから選ばれる金属元素の1種または2種以上を含むRHM合金層を形成する工程と、500°C以上1000°C以下の温度で熱処理を行う工程とを包含する。好ましい実施形態において、前記RHM合金層を形成する工程は、蒸着法、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、ディッピング法にてRHM合金層を形成することを含む。好ましい実施形態において、前記RHM合金層を形成する工程は、DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、およびDyFeAgからなる群から選択された少なくとも1種の合金から前記RHM合金層を形成することを含む。好ましい実施形態において、前記RHM合金層を形成する工程と熱処理を行う工程とを複数回繰り返す。好ましい実施形態において、前記RHM合金層を形成する前に前記R-Fe-B系焼結磁石体の温度が500°C以上1000°C以下になるようにR-Fe-B系焼結磁石体を加熱する工程を含む。好ましい実施形態において、前記R-Fe-B系焼結磁石の厚さは10mm以下である。本発明では、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種の粒界拡散が金属M但し、MはAl、Cu、Co、Fe、Agから選ばれる金属元素の1種または2種以上により促進されるという現象を利用し、焼結磁石体内部の奥深い位置まで重希土類元素RHを供給することにより、主相外殻部において軽希土類元素RLを効率よく重希土類元素RHで置換することができる。その結果、残留磁束密度Brの低下を抑制しつつ、保磁力HcJを上昇させることが可能になる。本発明の希土類焼結磁石では、RH但し、RHは、Dy、Ho、およびTbからなる群から選ばれる希土類元素の1種又は2種以上と金属M但し、MはAl、Cu、Co、Fe、およびAgから選ばれる金属元素の1種または2種以上とを含有するRHM合金層で表面を被覆している。図1aは、表面に金属元素Mおよび重希土類元素RHからなるRHM合金層が形成されたR-Fe-B系希土類焼結磁石体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、表面にRHM合金層が形成された焼結磁石体を加熱することによって実行される。この加熱により、RHM合金層に含まれる比較的融点の低い金属元素Mがまず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。金属元素Mにより、粒界相Rリッチ粒界相の融点が低下するため、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、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、金属元素M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。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主相の外殻部に重希土類元素RHが相対的に濃縮した層厚さは例えば数nm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、主相外殻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、主相外殻部で効率良く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、主相外殻部で軽希土類元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、RHM層中の金属元素Mが粒界相の融点を下げることでRHの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RHM層中におけるMの重量とRH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殻部に重希土類元素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。なお、加熱によりRHM合金を磁石表面から拡散浸透させる際の雰囲気が、通常入手される高純度アルゴンガス程度の純度の場合は、アルゴンガス内に含まれる大気由来ガス酸素、水蒸気、二酸化炭素、窒素等により、RHM合金の少なくとも一部が酸化物、炭化物、窒化物に変化し、効率よく磁石表面に浸透しない可能性がある。従って、拡散の各処理においては、107Torr以下ならびに酸素、水蒸気等の大気由来ガスが数十ppm以下の清浄雰囲気内で行うことが望ましい。さらに好ましくは、RHM合金の加熱拡散時の雰囲気に含まれる大気由来不純物ガス濃度を50ppm程度以下、望ましくは10ppm程度以下とするのが望ましい。また、一個または複数個の希土類焼結磁石体を線材や板材で回転自在に保持した状態でRHM合金の堆積を行なうと、磁石体の表面における広い範囲好ましくは全体をRHM合金層で被覆することができる。RHM層堆積工程時に、複数個の希土類焼結磁石体を金網製の籠に装填し、転動自在に保持する方法を採用してもよい。回転可能なバレル状の治具を用いることにより、弓形、扇形等の異形状の磁石体にもRHM合金を形成することが容易になる。蒸着によりRHM合金層を形成する場合、拡散工程は蒸着装置から焼結磁石体を取り出した後、熱処理炉で行ってもよいし、蒸着装置内で堆積中から加熱処理を行っても良い。蒸着装置内での加熱処理はヒータを用いて行ってもよいし、表面スパッタリングを行うなどして成膜中の焼結磁石体を800°C程度の温度に上昇させてもよい。蒸着前に焼結磁石体を500°C~1000°Cに加熱し、その熱を利用して蒸着中のRHM合金を磁石体の内部に拡散させることも可能である。また、本発明の製造方法を実施するのに好適な蒸着装置の概念を示す図1。図1にて挙げた蒸着装置以外に、電子ビーム加熱による蒸着EB蒸着処理を行ってもよい。なお、希土類金属単体は一般に酸化され易く、かつ融点が1400°C程度と高い。このため、蒸着には、DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、DyFeAg、TbAlCuなどのRHM合金を用いることが好ましい。また、主相への拡散を抑制するため、厚さ5μm以下のRHM合金層を形成する工程と、それに続く拡散工程とを複数回繰り返して実行しても良い。RHM合金における金属Mの組成比率は、合金の融点に影響を与える。このため、金属Mの組成比率を調整することにより、融点を低下させることができる。RHM合金の融点は1000°C以下に調整されることが好ましいため、融点が1000°Cを超えないように金属Mの組成比率を設定することが望ましい。RHM合金の融点が高いと、拡散熱処理中に希土類磁石中でRリッチ相が溶融し、粒界拡散が不十分に進行する可能性がある。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0.3質量添加混合し、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、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組成比率の合金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。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、Cu、Co、Fe、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。Nd125Fe785Co1B8組成の合金インゴットからストリップキャスト法によって厚さ0.2~0.3mmの合金薄片を製作した。次に、この薄片を容器内に充填し、500kPaの水素ガスを室温で吸蔵させた後に放出させることにより、大きさ約0.15~0.2mmの不定形粉末を得て、引き続きジェットミル粉砕をして約3μmの微粉末を製作した。この微粉末にステアリン酸亜鉛を0.05質量添加混合した後に磁界中プレス成形をし、真空炉に装填して1080°Cで1時間焼結をして、10mm角の立方体磁石ブロック素材を得た。次いで、この立方体磁石ブロック素材に砥石切断を行い縦10mm、横10mm、厚さ5mmのNd-Fe-B系希土類磁石を製作した。この状態のままのものを比較例試料1とした。厚さ5mm、体積500mm3、表面積400mm2、表面積/体積の比は0.8mm1である。次に、図3に示す蒸着装置を用い、このNd-Fe-B系希土類磁石表面へRHM合金膜を成膜した。図3の装置は、真空処理室1内に配置され、希土類磁石7を格納する円筒形バレル5を備えている。この円筒形バレル5は、回転シャフト6により回転可能に支持されている。また、真空処理室1の内部には、ボート蒸着部2と、ボート2を支えるボート支持台4と、ボート支持台4が載せられた支持テーブル3が配置されている。希土類磁石7の表面に堆積すべき金属元素を含有する溶融蒸着物をボート2に配置し、通電による加熱によって溶融蒸着物を蒸発させ、バレル5内の希土類磁石7の表面に合金層を形成することができる。この装置によれば、バレル5を回転させることにより、希土類磁石7の表面全体に所望の合金層を形成することが可能になる。本実施例では、溶融蒸着物として、Dy-70質量Al合金ディスプロシウムアルミ合金金属を用いた。実際の蒸着による成膜作業は以下の手順で行った。所定形状のNd-Fe-B系希土類磁石を蒸着装置真空処理室1の内部に3個載置した後、真空槽内の全圧が1×101Paになるまで真空排気した後、高純度Arガスを導入した。次に、RF出力300Wを加えて10分間の逆スパッタを行って磁石表面の酸化膜を除去した。続いて、DC出力300Wを印加し、DyAl合金ディスプロシウムアルミ合金を加熱して溶融し、蒸発させて、上記Nd-Fe-B系希土類磁石表面に2μmのDyAl合金被膜を形成した。得られた成膜磁石は、装置内を大気圧に戻した後に蒸着装置に連結したグローブボックスに大気に触れずに移送して、同じく該グローブボックス内に設置した小型真空電気炉に装填して800~1000°Cで30分間の熱処理を行った。各試料の磁気特性は、3MA/mのパルス着磁を印加した後にBHトレーサーを用いて測定した。図4に、成膜処理をしていない比較例1及び実施例1の減磁曲線を抜粋して示す。Dy-70質量Al合金成膜とその後の熱処理によって本発明試料は高い保磁力を示し、成膜処理をしていないNd-Fe-B系希土類磁石と比べて保磁力が30向上しているのが認められた。このように優れた効果が得られたのは、成膜されたDyAl合金層がRリッチ相に拡散し、Nd-Fe-B相主相外殻部にDy濃縮部を形成したことによると推察される。その結果として、図4の減磁曲線の形状から明らかなように、未処理の比較例1と比較して保磁力Hcjが向上している。縦10mm、横10mm、厚さ4mmのNd-Fe-B系希土類磁石を切削加工により作製し、次に、図3に示す蒸着装置を用い、このNd-Fe-B系希土類磁石表面へRHM合金膜を成膜した。溶融蒸着物として、Tb-30質量Cu合金テルビウム銅合金を用いた。実際の蒸着による成膜作業は以下の手順で行った。所定形状の切断加工した上記Nd-Fe-B系希土類磁石を蒸着装置真空槽内に3個載置した後、TbCu合金テルビウム銅合金金属を加熱して溶融し、蒸発させること以外は実施例1と同様とし、上記Nd-Fe-B系希土類磁石表面に2μmのTbCu合金テルビウム銅合金被膜を形成した。各試料の磁気特性は、3MA/mのパルス着磁を印加した後にBHトレーサーを用いて測定した。図5に、実施例2および以下の表1に示す比較例2の減磁曲線を抜粋して示す。Tb-30質量Cu合金成膜とその後の熱処理によって本発明試料は高い保磁力を示し、成膜処理をしていないNd-Fe-B系希土類磁石と比べて保磁力が40向上しているのが認められた。このように優れた効果が得られたのは、Cu層の拡散により、Tbの粒界拡散が促進され、Tb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。縦10mm、横10mm、厚さ6mmのNd-Fe-B系希土類磁石を切削加工により作製し、次に、図3に示す蒸着装置を用い、このNd-Fe-B系希土類磁石表面へRHM合金層を形成した。溶融蒸着物として、Dy-20質量Fe合金ディスプロシウム鉄合金を用いた。実際の蒸着による成膜作業は以下の手順で行った。所定形状の切断加工した上記Nd-Fe-B系希土類磁石を蒸着装置真空槽内に3個載置した後、DyFe合金ディスプロシウム鉄合金を加熱して溶融し、蒸発させること以外は実施例1と同様とし、上記Nd-Fe-B系希土類磁石表面に2μmのDyFe合金ディスプロシウム鉄合金被膜を形成した。各試料の磁気特性は、3MA/mのパルス着磁を印加した後にBHトレーサーを用いて測定した。図6に、実施例3および以下の表1に示す比較例3の減磁曲線を抜粋して示す。Dy-20質量Fe合金成膜とその後の熱処理によって本発明試料は高い保磁力を示し、成膜処理をしていないNd-Fe-B系希土類磁石と比べて保磁力が20向上しているのが認められた。縦10mm、横10mm、厚さ3mmのNd-Fe-B系希土類磁石を切削加工により作製し、次に、図3に示すスパッタ装置を用い、このNd-Fe-B系希土類磁石表面へRHM合金膜を成膜した。溶融蒸着物として、DyとAlを用いた。実際の蒸着による成膜作業は以下の手順で行った。所定形状の切断加工した上記Nd-Fe-B系希土類磁石を蒸着装置真空槽内に3個載置した後、Dyを加熱して溶融し、同時にAlを加熱して溶融しスパッタリングさせること以外は実施例1と同様とし、上記Nd-Fe-B系希土類磁石表面に2μmのDyAl合金ディスプロシウムアルミ合金膜を形成した。ここで前記合金膜の形成工程は以下の通りである。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、磁石燒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、磁石燒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、DyターゲットとAlターゲットの表面を同時にスパッタし、磁石燒結体の表面に厚さ2.0μmのDyAl合金膜を形成した。得られた成膜磁石は、装置内を大気圧に戻した後に蒸着装置に連結したグローブボックスに大気に触れずに移送して、同じく該グローブボックス内に設置した小型真空電気炉に装填して800~900°Cで120分間の熱処理を行った。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とAlの同時スパッタによる合金成膜とその後の熱処理によって高い保磁力を示していることが認められた。以上の説明により、重希土類元素であるDyとAlなどの低融点金属を含有する合金層を焼結磁石体表面に形成し、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、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、磁石の耐候性を高めるため、RHM層の外側にAlやNiなどの被膜を形成してもよい。