異方性でナノ結晶質の希土類磁石の製造方法であって、ナノ結晶質および/または非晶質の希土類磁石合金の粉末を準備する工程、上記粉末を焼結する工程、得られた焼結体を熱処理する第1熱処理工程、次いで熱間強加工を行なう工程を含むことを特徴とする希土類磁石の製造方法。請求項1において、上記熱間強加工を行なう工程の後に、更に熱処理を行なう第2熱処理工程を含むことを特徴とする希土類磁石の製造方法。請求項1または2において、上記第1熱処理工程を550°C~670°Cで行なうことを特徴とする希土類磁石の製造方法。請求項3において、上記第1熱処理工程を575°C~650°Cで行なうことを特徴とする希土類磁石の製造方法。請求項2~4のいずれか1項において、上記第2熱処理工程を500°C~650°Cで行なうことを特徴とする希土類磁石の製造方法。本発明は、焼結前の原料粉末の組織が非晶質であるかナノ結晶質であるかによらず、高い残留磁化と高い保磁力とを同時に達成できる希土類磁石の製造方法を提供することを目的とする。上記の目的を達成するために、本発明は、異方性でナノ結晶質の希土類磁石の製造方法であって、ナノ結晶質および/または非晶質の希土類磁石合金の粉末を準備する工程、上記粉末を焼結する工程、得られた焼結体を熱処理する第1熱処理工程、次いで熱間強加工を行なう工程を含むことを特徴とする希土類磁石の製造方法を提供する。本発明の方法によれば、焼結体を熱処理することにより結晶粒界に主相より低融点の粒界相を均一に行き渡らせ、次の熱間強加工で個々の結晶粒に均一に圧力が負荷されるようにして、結晶粒を成す主相を均一に変形回転させ磁石全体としての配向度を高める。すなわち、高い配向度により大きな残留磁化が得られ、同時に、低融点の粒界相により主相間の磁気的分断が促進することで保磁力が高まる。本発明の特徴は、第1熱処理によって低融点相を結晶粒界に偏り無く均一に浸透させることで、1主相の結晶粒間を磁気的に分断して保磁力を高め、同時に、2主相の結晶粒間を機械的に分断して熱間強加工の際の主相結晶粒の配向を促進して残留磁化を高めることである。図1に、1熱処理なしの従来法および2熱間強加工前に熱処理を行う本発明について、各段階での結晶粒組織を模式的に示す。図の結晶粒内の小さい矢印は結晶方位を表し、結晶粒間の実線が結晶粒界、結晶粒界の位置に白抜きで表したのが主相より低融点の粒界相である。熱間強加工において、図の上下方向に加工圧力を負荷する。まず、図11に示した従来法の場合、Aの焼結体を直接熱間強加工してCの状態となる。Aの焼結したままの状態では、粒界相が結晶粒界の部位によって偏在するため、主相結晶粒同士が直接接している部分と、間に介在する粒界相図中白抜きで表示により主相結晶粒間が分断されている部分とが混在する。従来は、この焼結状態から直接に熱間強加工してCの状態としていた。主相結晶粒は、粒界相で分断されている部分では回転するが、粒界相が存在せず主相結晶粒同士が直接接触している部分では回転せず、場合によっては隣接する主相結晶粒同士が接合して図中破線で表示粗粒化してしまう。そのため、全体として配向度は向上せず、高い残留磁化は得られない。また焼結状態に比べて粗粒化により保磁力も低下する。これに対して、図12に示した本発明法の場合、従来と同じAの焼結体に熱間強加工の前に熱処理第1熱処理を施すことにより、Bに示したように、粒界相が結晶粒界全体に浸透する。これにより、主相結晶粒間の分断が促進した均一な組織が得られる。このような熱処理組織に熱間強加工を施すことにより、個々の主相結晶粒が回転しCに示すように結晶方位結晶粒中の小さい矢印の加工負荷方向に強く配向した高異方性の組織が形成され、大きな残留磁化が得られる。<希土類磁石合金の組成>本発明の希土類磁石合金の組成は、下記式で表される。RaHbFecCodBeMfただし、R:Yを含む1種以上の希土類元素H:Dy、Tbのうちの1種以上の重希土類元素M:Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag、Auのうちの1種以上の元素残部:不可避不純物であって、下記の関係式を満たす。数値の単位はatである。13≦a≦20、0≦b≦4、c=100-a-b-d-e-f、0≦d≦30、4≦e≦20、0≦f≦3。<ミクロ組織>本発明の希土類磁石のミクロ組織は、下記の主相結晶粒と結晶粒界相AまたはBとを備える。主相結晶粒:RH2FeCo14B相結晶粒界相A:RHFeCo4B4相RH相結晶粒界相B:RH2FeCo17相RH相ただし、粒界相のRHは、RHと共晶を形成してその融点を下げる添加元素として、Ga、Al、Cu、Mg、Hg、Fe、Co、Ni、Ag、Znのうちの1種以上を含む。低融点化のための添加元素の添加量は、主相の磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で適宜設定することができる。通常は数程度以内である。<第1熱処理>本発明の特徴は、第1熱処理によって低融点相を結晶粒界に偏り無く均一に浸透させることで、1主相の結晶粒間を磁気的に分断して保磁力を高め、同時に、2主相の結晶粒間を機械的に分断して熱間強加工の際の主相結晶粒の配向を促進して残留磁化を高めることである。第1熱処理の温度は、上記添加元素とRH元素との共晶温度以上であり、主相が粗大化する温度以下である。典型例として、Nd16Fe77.4B5.4Ga0.5Al0.5Cu0.2の組成を有するNdFeB系希土類磁石の場合、第1熱処理の温度は、550°C~670°Cが望ましく、575°C~650°Cが更に望ましい。本発明に用いるナノ結晶質および/または非晶質の希土類磁石合金の粉末は、典型的には液体急冷法により作製したリボンを用いることができる。しかし、これに限定する必要はなく、アトマイズ法やHDDR法等によって作製してもよい。<熱間強加工>上記の第1熱処理により分断性が向上した等方性ナノ結晶磁石を熱間強加工することによって、高い残留磁化および保磁力を備えた異方性ナノ結晶磁石が得られる。熱間強加工の加工度は、高い配向度が得られように十分高く且つ加工割れが発生しないように十分低く設定できる。通常、数十程度、望ましくは50以上である。加工温度、歪速度等も同趣旨で設定することができる。<第2熱処理>本発明においては、熱間強加工後に、加工歪を除去して保磁力を高める目的で、任意に熱処理第2熱処理を施すことができる。第2熱処理の温度は、第1熱処理の温度と同等であってよい。ただし、熱間強加工の加工歪により粒界相の移動が促進される場合は、第2熱処理温度は第1熱処理温度よりも低温域としてよい。比較例1この比較例では、急冷リボンの組織がナノ結晶質、非晶質、ナノ結晶質非晶質の混合組織の3種類の場合について、本発明の熱処理を行なわずに焼結体に直接熱間強加工を施して、磁気特性に対する組織の影響を調べた。<実験方法>《急冷リボンの作製》Nd15Fe77B7Ga1を狙い組成としてNd、Fe、FeB、Gaの各原料を秤量し、アーク溶解炉にて溶解し、合金インゴットを作製した。この合金インゴットを単ロール炉にて高周波で溶解し、銅製の冷却単ロールに噴射して急冷リボンを作製した。表1に単ロール炉の使用条件を示す。磁気選別により、ナノ結晶質、非晶質の急冷リボンをそれぞれ採取した。磁性評価採取した急冷リボンの一部をサンプリングし、VSMにより磁気特性を測定した。その結果、図2に示すように、ナノ結晶急冷リボンは高保磁力Hc>20kOeで且つ角形性が良好であること、非晶質急冷リボンは軟磁性であることを確認した。《焼結》3種類の急冷リボンナノ結晶のみ、非晶質のみ、ナノ結晶非晶質の混在7:3を、SPSにて焼結した。表2に焼結条件を示す。磁性評価得られた焼結体について、VSMにより磁気特性を測定した。その結果、図3に示すように、ナノ結晶のみの急冷リボンの焼結体は高保磁力を示し、微細集合組織が維持されていることが分かった。これに対して非晶質のみの急冷リボンの焼結体は保磁力が低く、結晶粒が成長してしまっていると考えられる。ナノ結晶非晶質の混在した急冷リボンの焼結体は、保磁力は3者のうちで最も高いが、ナノ結晶のみの焼結体に比べて角形性が僅かに低く、非晶質に由来する粗大化した結晶粒が存在しているものと考えられる。《熱間強加工》上記の3種類の焼結体に熱間強加工加工度60を施した。表3に、熱間強加工条件を示す。得られた強加工磁石について、VSMにより磁気特性を測定した。その結果、図4に示すように、ナノ結晶のみの急冷リボンを原料とした場合は、残留磁化が大幅に向上しており、良好な角形性を有することが分かった。また、非晶質のみの急冷リボンを原料とした場合は、残留磁化の向上が3者のうち最も小さかった。ナノ結晶非晶質の混在する急冷リボンを原料とした場合は、前2者の中間であった。比較例2この比較例では、急冷リボンの組織がナノ結晶質のみの場合について、焼結体を熱間強加工した後に、熱処理を行なって、磁気特性を調べた。<実験方法>《急冷リボンの作製》Nd16Fe77.4B5.4Ga0.5Al0.5Cu0.2を狙い組成として原料を秤量し、アーク溶解炉にて溶解し、合金インゴットを作製した。この合金インゴットを単ロール炉にて高周波で溶解し、銅製の冷却単ロールに噴射して急冷リボンを作製した。表4に単ロール炉の使用条件を示す。作製した急冷リボンの中から、磁気選別により、ナノ結晶質の急冷リボンを採取した。《焼結》得られたナノ結晶質の急冷リボンをSPSにて焼結した。焼結温度:570°C、真空度:10-2Paであった。《熱間強加工》焼結体をSPSにて熱間強加工した。加工温度:650°C、加工圧力:100MPa、真空度:10-2Pa、加工度:60であった。熱間強加工後にVSMにて磁気特性を測定した。《熱処理》得られた強加工体を2mm角に切断し、図5の加熱パターンで熱処理を施した。熱処理後にVSMにて磁気特性を測定した。図6に、熱間強加工した状態および熱処理した状態の減磁曲線を示す。熱処理の有無によらず、ナノ結晶質のみの急冷リボンを原料としたことで、高い残留磁化Mr=1.18Tが得られた。これは比較例1でも示したように、焼結体の組織が微細且つ均一であるため、熱間強加工により配向が促進された結果であると考えられる。保磁力は、熱処理により向上している。これは熱間強加工の加工歪が熱処理によって解放されたためである。実施例本実施例では、非晶質のみの液体急冷リボンを原料に用いて、本発明の方法により、熱処理してから熱間強加工を行なって、磁気特性を評価した。なお従来は、非晶質の急冷リボンを原料とした場合は、高い配向度が得られず大きな残留磁化が得られなかった。<実験方法>《急冷リボンの作製》比較例2と同じくNd16Fe77.4B5.4Ga0.5Al0.5Cu0.2を狙い組成として原料を秤量し、アーク溶解炉にて溶解し、合金インゴットを作製した。この合金インゴットを単ロール炉にて高周波で溶解し、銅製の冷却単ロールに噴射して急冷リボンを作製した。表5に単ロール炉の使用条件を示す。作製した急冷リボンの中から、磁気選別により、非晶質の急冷リボンを採取した。《焼結》得られた非晶質の急冷リボンをSPSにて焼結した。焼結温度:570°C、真空度:10-2Paであった。焼結体についてVSMにて磁気特性を測定した。結果を図8に示す。《熱処理第1熱処理》焼結体の一部を切り取り、525°C~700°Cで熱処理した。熱処理後にVSMにて磁気特性を測定した。《熱間強加工》熱処理後の焼結体等方性組織を熱間強加工した。加工温度:650°C、加工圧力:100MPa、真空度:10-2Pa、加工度:60であった。熱間強加工後にVSMにて磁気特性を測定した。《熱処理第2熱処理》得られた強加工体を2mm角に切断し、525°Cで30min間熱処理した。熱処理後にVSMにて磁気特性を測定した。<実験結果1>図8に、第1熱処理の熱処理温度による焼結体の保磁力の変化を示す。焼結したままの状態での保磁力を100とした。図示したように、熱処理温度550°C~670°Cの範囲で焼結状態に対して熱処理により保磁力が高まった。これは、熱処理により結晶粒界全体に均一に粒界相が浸透したことで、主相結晶粒間の分断性が高まったためであると考えられる。熱処理温度575°C~650°Cで特にその効果が大きい。一方、670°Cを超えると結晶粒の粗大化が顕著になり、保磁力が低下する。本発明において、結晶粒の粗大化はある熱処理温度以上で急激に起こる。ここで、ある処理温度で結晶粒径が1.5倍を超えて成長した場合に粗大化が生じたと定義する。図9に、第1熱処理の熱処理温度が650°Cおよび700°Cの場合の結晶粒組織のSEM像を示す。結晶粒径は、結晶粒30個の長径を測定した平均値である。650°Cでは結晶粒径は312nm±130nmであったが、これに対して750°Cでは結晶粒径は501nm±200nmであり、約1.6倍に粗大化している。したがって、粗大化させない上限の熱処理温度は650°Cと750°Cとの間であり、安全サイドでは650°Cである。上記の保磁力から求めた上限値670°Cは、保磁力がピーク値よりやや低下しているので、軽度の粗大化が起きていると考えられる。これにより、非晶質リボンを原料とした焼結体において、結晶粒界全体に均一に粒界相を浸透させてに主相結晶粒の分断性を確保した均一な組織を得るためには、上記温度範囲で熱処理する必要がある。<実験結果2>図10に、熱間強加工した状態およびその後に熱処理第2熱処理した状態について減磁曲線を示す。比較例1とは異なり、非晶質急冷リボンを原料としたにもかかわらず、高い残留磁化Mr=1.15Tが達成されている。この値は、同じ組成のナノ結晶質急冷リボンを原料とした比較例2と同等の高い値である。また、保磁力に関しても比較例2と同等の良好な値が得られている。図11に、第2熱処理の熱処理温度による保磁力の変化を示す。第1熱処理に比べて、変化曲線が50°C程度低温側にシフトしている。これは熱間強加工の加工歪により粒界相の移動が促進されたためであると考えられる。このように、本発明によれば、原料としてナノ結晶質のみに限らず、非晶質原料を用いても、焼結体の熱処理第1熱処理により粒界相による分断性が向上して均質な結晶粒組織が得られ。強加工時に主相結晶粒の個々に均一に応力が負荷されて主相の回転が促進され、磁石全体に亘って強い配向状態が得られ、大きな残留磁化が達成される。