"ナノ結晶組織のNdFeB系の主相である結晶粒と、該主相の周りにある粒界相からなる焼結体であって、該焼結体に異方性を与える熱間塑性加工が施され、さらに保磁力を向上させる合金が拡散されて形成される希土類磁石の前駆体である焼結体において、焼結体を構成する前記結晶粒は、容易磁化方向c軸方向に直交する方向から見た結晶粒の平面形状がc軸方向の辺とこれに直交する方向a軸方向の辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状となっている希土類磁石前駆体の焼結体。前記平面形状において、c軸方向の辺長をt1、a軸方向の辺長をt2とした際に、14≦t2t1≦10の範囲にある請求項1に記載の希土類磁石前駆体の焼結体。希土類磁石。前記t1、t2が20nm以上200nm以下の範囲にある請求項2に記載の希土類磁石前駆体の焼結体。請求項1に記載の希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末の製造方法であって、NdFeB系の金属溶湯を冷却ロール表面に吐出し、急冷速度が105~106Ksの範囲で液体急冷して金属溶湯を凝固させて急冷リボンを製造し、これを粉砕して磁性粉末を製造する、希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末の製造方法。請求項1に記載の希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末の製造方法であって、NdFeB系の金属溶湯を冷却ロール表面に吐出し、急冷速度が105~106Ksの範囲外で液体急冷して金属溶湯を凝固させ、次いで500~800°Cで熱処理をおこなって急冷リボンを製造し、これを粉砕して磁性粉末を製造する、希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末の製造方法。本発明は上記する問題に鑑みてなされたものであり、配向度が高く、もって残留磁化の高い希土類磁石に資する焼結体と、この焼結体を形成する磁性粉末の製造方法を提供することを目的とする。前記目的を達成すべく、本発明による希土類磁石前駆体の焼結体は、ナノ結晶組織のNdFeB系の主相である結晶粒と、該主相の周りにある粒界相からなる焼結体であって、該焼結体に異方性を与える熱間塑性加工が施され、さらに保磁力を向上させる合金が拡散されて形成される希土類磁石の前駆体である焼結体において、焼結体を構成する前記結晶粒は、容易磁化方向c軸方向に直交する方向から見た結晶粒の平面形状がc軸方向の辺とこれに直交する方向a軸方向の辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状となっているものである。結晶粒の平面形状が長方形等になる場合に、この立体形状は、結晶粒の表面が低指数ミラー指数の面で囲まれる多面体六面体直方体や八面体、さらにはこれらに近似した立体となっている。たとえば六面体の場合に、面に配向軸が形成され容易磁化方向c軸方向が六面体の上下面、側面は、もしくはこれらに近い面指数で構成される。ここで、長方形に近似した形状とは、長方形のように直交する4つの角度を有していない四角形や、四角形以外の多角形、扁平状の楕円形などを包含する意味である。したがって、焼結体の組織を構成する結晶粒は、平面形状が長方形のもののみからなる形態、長方形のものと長方形に近似した形状楕円形等のものが混在した形態、長方形に近似した形状のみからなる形態がある。結晶粒の平面形状が長方形、長方形に近似した形状のいずれであっても、c軸方向が短辺となり、c軸に直交する方向が長辺となる結晶粒を有する希土類磁石前駆体である焼結体は、その形状ゆえに以後の熱間塑性加工の際に結晶粒が回動し易く、その配向度が90程度かそれ以上93、94程度となることが本発明者等によって特定されている。なお、成形体や希土類磁石を構成する結晶粒の配向度の測定は、VSM試料振動型磁化測定装置を使用して測定することができる。また、本発明による希土類磁石前駆体の焼結体の好ましい実施の形態は、前記平面形状において、c軸方向の辺長をt1、a軸方向の辺長をt2とした際に、14≦t2t1≦10の範囲にあるものである。c軸方向の短辺の辺長をt1、a軸方向の長辺の辺長をt2とした際に、そのアスペクト比t2t1を14≦t2t1≦10の範囲とすることにより、より一層配向度の高い結晶粒を有する焼結体を規定することができる。本発明者等によれば、アスペクト比t2t1を種々変化させた際の配向度もしくは残留磁化飽和磁化を検証した結果、アスペクト比t2t1の上昇にともなって配向度が向上する傾向が特定されており、アスペクト比t2t1が14で増加曲線の変曲点を向かえ、アスペクト比t2t1が3程度で90強の最大値にサチュレートすることが実証されている。この変曲点を与える14をアスペクト比t2t1の下限値に規定したものである。一方、焼結体の結晶粒の粒径範囲たとえば焼結体の100μm四方内をTEM観察して内部に存在するすべての結晶粒の粒径の最大値と最小値を特定し、その中で最大となる粒径と最小となる粒径が、20nm~200nmの範囲が高い配向度を有する上で好ましいことが本発明者等によって特定されている。a軸方向の辺長t2が最大値である200nm、c軸方向の辺長t1が最小値である20nmの場合に、アスペクト比t2t1は10となる。この望ましい結晶粒径範囲から規定される10をアスペクト比t2t1の上限値に規定したものである。また、本発明は希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末の製造方法にも及ぶものであり、この製造方法は、前記焼結体を形成する磁性粉末の製造方法であって、NdFeB系の金属溶湯を冷却ロール表面に吐出し、急冷速度が105~106Ksの範囲で液体急冷して金属溶湯を凝固させて急冷リボンを製造し、これを粉砕して磁性粉末を製造するものである。本発明者等によれば、急冷速度が105~106Ksの範囲の場合に、急冷リボンの組織が、c軸方向に直交する方向から見た結晶粒の平面形状がc軸方向の辺とこれに直交するa軸方向の辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状となっている結晶粒から構成されることが特定されている。ここで、急冷速度とは、溶湯が回転速度vで回転する冷却ロールに接する直前の範囲を指定し、その範囲内で最大となる温度をT1と規定し、冷却ロールで凝固後Lの範囲を指定し、その中で最大の温度をT2としてT1との温度差ΔTを求め、冷却ロールの回転速度を加味して算出される速度のことである。急冷リボンを粉砕して磁性粉末を製造する際の粉砕方法は、ボールミルやビーズミルなどの高回転の粉砕機による方法では急冷粉に著しく歪が導入されて磁気特性が低下することが懸念されるため、乳鉢、カッターミル、ポットミル、ジョークラッシャー、ジェットミルなどの低エネルギーで粉砕できる装置を使用して粉砕するのがよい。また、製造方法の他の実施の形態は、NdFeB系の金属溶湯を冷却ロール表面に吐出し、急冷速度が105~106Ksの範囲外で液体急冷して金属溶湯を凝固させ、次いで500~800°Cで熱処理をおこなって急冷リボンを製造し、これを粉砕して磁性粉末を製造するものである。急冷速度が105~106Ksの範囲外の場合、すなわち、105Ksよりも遅い速度範囲、もしくは106Ksよりも速い速度範囲においては、急冷リボンの組織が非晶質のみからなる組織、もしくは一部に非晶質を含む組織、もしくは等軸粒上記するアスペクト比t2t1が14よりも小さくて、いびつな球形に近い形状を含む組織を呈することが本発明者等によって特定されている。非晶質をその全部もしくは一部に含むような組織の急冷リボンに対しては、さらに500~800°Cで熱処理をおこなうことによってアスペクト比t2t1を大きくする粒成長、すなわち、a軸方向の成長が顕著な異方成長を生じさせ、c軸方向に直交する方向から見た結晶粒の平面形状がc軸方向の辺とこれに直交するa軸方向の辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状の結晶粒からなる組織の急冷リボンとすることができる。上記する磁性粉末を使用して本発明の焼結体が製造され、この焼結体に熱間塑性加工もしくは強加工を施すことによって異方性を有する成形体が製造される。製造された成形体に対し、保磁力性能の高い重希土類元素やその合金等DyCu、DyAlなどを種々の方法で粒界拡散させることにより、磁化と保磁力の双方に優れたナノ結晶磁石からなる希土類磁石が得られる。以上の説明から理解できるように、本発明の希土類磁石前駆体の焼結体とこれを形成する磁性粉末の製造方法によれば、焼結体を構成する結晶粒に関し、容易磁化方向c軸方向に直交する方向から見た結晶粒の平面形状がc軸方向の辺とこれに直交するa軸方向の辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状となっていることにより、その後の熱間塑性加工の際に結晶粒が回動もしくは回転し易く、その配向度が高くなることにより、残留磁化の高い希土類磁石に資する焼結体が得られる。以下、図面を参照して本発明の希土類磁石前駆体の焼結体と、焼結体を形成する磁性粉末の製造方法の実施の形態を説明する。磁性粉末の製造方法図1a、1b、1cはこの順に、急冷リボンの製造、次いでこの急冷リボンを粉砕してなる磁性粉末を用いた焼結体の製造、次いでこの焼結体に熱間塑性加工を施してなる成形体の製造というフロー図になっている。図1aは急冷リボンの製造方法を説明する図であり、図2は急冷速度に応じた急冷リボンの組織を説明した図であって、図2aは急冷速度が107Ks程度の速度で製造された場合の組織図、図2bは106~107Ksの速度で製造された場合の組織図、図2cは105~106Ksの速度で製造された場合の組織図、図2dは105よりも遅い速度で製造された場合の組織図をそれぞれ示している。図1aで示すように、たとえば50kPa以下に減圧したArガス雰囲気の不図示の炉中で、単ロールによるメルトスピニング法により、合金インゴットを高周波溶解し、希土類磁石を与える組成の溶湯を銅製の冷却ロールRに噴射して急冷リボンB急冷薄帯を製作し、これを粗粉砕する。なお、急冷リボンBのうち、冷却ロールR側の領域たとえば急冷リボンBの厚みのうちで冷却ロールR側となる半分の厚みの領域をロール面、その反対側の領域をフリー面と称することができ、双方の領域は冷却ロールRからの距離が異なるために結晶粒の粒成長の速度が相違する。合金溶湯の組成NdFeB磁石組成はxyTzBsMtの組成式で表され、RlはYを含む1種類以上の軽希土類元素、RhはDy、Tbよりなる1種類以上の重希土類元素、TはFe、Ni、Coを少なくとも1種類以上を含む遷移金属、MはGa、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag、Auよりなる1種類以上の金属、13≦x≦20、0≦y≦4、z100abdef、4≦s≦20、0≦t≦3であり、主相2T14Bと粒界相T4B4相、RlRh相の組織構成、もしくは、主相2T14Bと粒界相2T17相、RlRh相の組織構成のものを適用できる。急冷リボンBを粗粉砕する方法は、乳鉢、カッターミル、ポットミル、ジョークラッシャー、ジェットミルなどの低エネルギーで粉砕できる装置を使用して粉砕する。粗粉砕してできた磁性粉末の粒度は、50μm~1000μm程度の範囲に調整されるのが好ましく、粗大粒を有する磁性粉末を排除するための方策として磁気吸着分離法の適用を挙げることができる。これは、低磁性磁石に磁性粉末を吸着させ、低磁性磁石に吸着される磁性粉末は粗大粒を有しているために保磁力が低いもの、低磁性磁石に吸着されない磁性粉末は粗大粒を有していないために保磁力が高いものとし、たとえば磁気吸着されなかった磁性粉末を集めて焼結体の製造に使用することができる。この際、粒度が1000μmを超えるとこの磁気分離法の適用が困難であり、また、50μmよりも小さいと粉砕時に導入される歪による磁気特性低下が顕著になるといった理由から、好ましい磁性粉末の粒度範囲を50μm~1000μm程度としている。ここで、急冷速度によって製造される急冷リボンBの組織が多様に異なることを図2を参照して説明する。まず、急冷速度を図3を参照して説明する。同図で示すように、高周波ノズルと冷却ロールR、赤外カメラFたとえばNECアビオ製:TS9230HA01型からなるシステムを構成し、高周波ノズルから吐出された溶湯Yが回転速度Vで回転する冷却ロールRに接する点Q1における凝固前の温度T1、冷却ロールRで凝固されてQ1からL離れた点Q2における温度T2を加味してΔTVLなる急冷速度が算出される。図2に戻り、図2aで示す組織図は、急冷速度が107Ks程度の速度で製造された場合の組織図である。同図で示すように、急冷速度が107Ks程度かそれ以上の高速急冷の場合には、結晶粒成長が起きず、非晶質組織を有する急冷リボンとなる。一方、図2bで示す組織図は、急冷速度が106~107Ksの範囲の速度で製造された場合の組織図である。同図で示すように、この速度範囲で急冷された場合には、ロール面側の領域は非晶質のままであるものの、フリー面側の領域には微細な結晶粒g1が生じ、結晶粒g1と非晶質が混じり合った組織を有する急冷リボンとなる。また、図2cで示す組織図は、急冷速度が105~106Ksの範囲の速度で製造された場合の組織図である。同図で示すように、この速度範囲で急冷された場合には、組織全体が粗大粒を含まない結晶粒g1を有する急冷リボンとなる。なお、このような急冷速度条件下で形成された急冷リボンから磁性粉末を製造し、この磁性粉末を焼結してなる焼結体を構成する結晶粒の粒径範囲最大粒径と最小粒径の範囲は20nm~200nm程度の範囲となり易いことが本発明者等によって特定されている。そして、強加工前駆体である焼結体を構成する当該粒径範囲の結晶粒は、熱間塑性加工時に回動もしくは回転し易く、配向度の高い成形体が得られ易くなる。さらに、図2dで示す組織図は、急冷速度が105よりも遅い速度で製造された場合の組織図である。同図で示すように、この速度範囲で急冷された場合には、フリー面側の結晶粒の粒成長が促進されて最大粒径が300nm以上の粗大粒wが形成される。急冷速度を105~106Ksの範囲の速度に調整し、図2cで示す結晶組織を有する急冷リボンが得られた場合は、これを50μm~1000μm程度の粒度範囲に粉砕して焼結体形成用の磁性粉末とする。一方、図2a,bで示すように非晶質を組織の一部に含む急冷リボンが得られた場合は、この急冷リボンを500~800°Cで熱処理をおこなうことにより、結晶粒の粗大化を抑制しながら非晶質を粒成長させることができ、結果として図2cで示すような組織全体が粗大粒を含まない結晶粒を有する急冷リボンとなる。このように、急冷速度が105~106Ksの範囲で液体急冷して金属溶湯を凝固させて急冷リボンを製造し、これを粉砕する、もしくは、急冷速度が105~106Ksの範囲外で液体急冷して金属溶湯を凝固させ、次いで500~800°Cで熱処理をおこなって急冷リボンを製造し、これを粉砕することより、希土類磁石前駆体の焼結体を形成する磁性粉末が製造される。焼結体とその製造方法図1bは焼結体の製造方法を説明した図である。製造された磁性粉末pを図1bで示すように超硬ダイスDとこの中空内を摺動する超硬パンチPで画成されたキャビティ内に充填し、超硬パンチPで加圧しながらX方向加圧方向に電流を流して通電加熱することにより、ナノ結晶組織のNdFeB系の主相20nm~200nm程度の粒径範囲の結晶粒と、主相の周りにあるNdX合金X金属元素等の粒界相からなる焼結体Sが製造される。ここで、通電加熱による加熱温度は結晶粒の粗大化が生じない程度の低温域である550~700°Cの範囲で、かつ、粗大化を抑制できる圧力範囲である40~500MPaの圧力で加圧し、保持時間を60分以内とし、不活性ガス雰囲気下で焼結体の製造をおこなうのがよい。次に、形成された希土類磁石前駆体である焼結体の結晶粒の平面形状を図4a,b,cを参照して説明する。図示する結晶粒はいずれも、容易磁化方向c軸方向に直交する方向紙面に対して直交する方向から見た結晶粒g2の平面形状を示しており、この平面形状はc軸方向の短辺とこれに直交する方向a軸方向の長辺からなる長方形もしくはこれに近似した形状となっている。なお、この長方形には正方形も含むものとする。図4aで示す結晶粒g2の平面形状は長方形であり、容易磁化方向c軸方向の短辺とこれに直交するa軸方向の長辺からなる多様な寸法の長方形の結晶粒g2が組織を構成している。ここで、t1、t2は20nm以上で200nm以下の範囲にあり、アスペクト比t2t1は14≦t2t1≦10の範囲にある。この最大粒径と最小粒径の測定確認方法として、焼結体のTEM画像の一定範囲たとえば100μm四方において包含される全ての結晶粒g2の最大粒径と最小粒径を測定し、最大粒径の中で最も大きな粒径が200nm以下、最も小さな粒径が20nm以上であることを確認するといった方法が挙げられる。a軸方向の辺長t2が最大値である200nm、c軸方向の辺長t1が最小値である20nmの場合に、アスペクト比t2t1は10となり、この望ましい結晶粒径範囲から規定される10が上記するアスペクト比t2t1の上限値である。なお、下限値の規定根拠の説明は後述の実験結果を説明する段落箇所でおこなう。一方、図4bで示す結晶粒g2の平面形状は楕円形であり、その長軸がa軸方向の長辺、短軸がc軸方向の短辺となり、本明細書においてこの楕円形は長方形に近似した形状である。図4aと同様に、t1、t2は20nm以上で200nm以下の範囲にあり、アスペクト比t2t1は14≦t2t1≦10の範囲にある。さらに、図4cで示す結晶粒g2の平面形状は、平行四辺形、六角形、細長のトラック形などとなっており、これらも楕円形と同様に長方形に近似した形状である。また、図4a,bと同様に、t1、t2は20nm以上で200nm以下の範囲にあり、アスペクト比t2t1は14≦t2t1≦10の範囲にある。結晶粒g2の平面形状が図4a,b,cで示すように長方形やこれに近似した形状の場合に、この立体形状は、結晶粒の表面が低指数ミラー指数の面で囲まれる多面体六面体直方体や八面体、さらにはこれらに近似した立体となっている。たとえば六面体の場合に、面に配向軸が形成され容易磁化方向c軸方向が六面体の上下面、側面は、もしくはこれらに近い面指数で構成される。成形体とその製造方法図1cは成形体の製造方法を説明した図である。製造された焼結体Sをその長手方向図1bでは水平方向が長手方向の端面に超硬パンチPを当接させ、超硬パンチPで加圧しながらX方向熱間塑性加工強加工を施すことにより、磁気的異方性を有するナノ結晶粒からなる結晶組織の成形体Cが製造される。この熱間塑性加工においては、塑性変形が可能でかつ結晶粒の粗大化が生じ難い低温域である600~800°C程度で、さらに、粗大化を抑制できる短時間の歪速度001~30s程度で塑性加工をおこなうのがよく、成形体の酸化防止のために不活性ガス雰囲気下でおこなわれるのが望ましい。次に、形成された希土類磁石前駆体である成形体Cの組織構造を図5を参照して説明する。なお、図示する成形体Cは図4aで示す平面形状が長方形の結晶粒g2を有する焼結体に熱間塑性加工を施して製造された成形体である。焼結体を構成する結晶粒g2が、容易磁化方向c軸方向の短辺長さt1とこれに直交するa軸方向の長辺長さt2からなる長方形組織の一部に長方形に近似する形状のものが含まれていてもよいの平面形状を有し、20nm~200nm程度の粒径範囲の結晶粒であり、さらに、アスペクト比t2t1が14≦t2t1≦10の範囲にある結晶組織を有していることで、図4aで示すように等方性の結晶粒g2が強加工時に容易に回動し、図5で示すように結晶粒g3が高い配向度で並んだ、異方性を有する成形体となる。90程度かそれ以上の高い配向度の結晶粒g3からなる成形体に対し、DyやTb等の重希土類元素を単体で、もしくはこれと遷移金属等の合金などを成形体を構成する粒界相内に拡散浸透させることにより、磁化と保磁力の双方に優れた希土類磁石が製造される。焼結体の結晶粒の平面形状の長辺および短辺のアスペクト比と、焼結体を熱間塑性加工してなる成形体の配向度の関係を求めた実験とその結果本発明者等は、以下の方法で実施例1~3の成形体と比較例の成形体を製作し、各成形体の前駆体である焼結体のTEM画像から結晶方位を解析してc軸方向の短辺長さの平均値を短辺t1とし、c軸方向に直交するa軸方向の長辺長さの平均値を長辺t2として双方のアスペクト比を測定し、さらに、それぞれの成形体の配向度をVSM試料振動型磁化測定装置を使用して測定した。以下、実施例1~3と比較例の製作方法を説明するとともに、各焼結体のアスペクト比と成形体の配向度に関する実験結果を表1と図7に示す。また、実施例2、3と比較例のSEM画像図、TEM画像を図6に示す。実施例1片側冷却により、粗大粒を含有しないNd1364Pr019Fe7566Co447B547Ga057組成の急冷粉を作製し、粉砕した後、磁気分離によって非晶質と結晶質に分離した。次に、非晶質の磁性粉末のみを集め、温度650°C、30分間熱処理を実施した後に、400MPa印加し、620°C、5分間保持して焼結体を製作した。TEMにて焼結体の組織観察を実施した後に、温度780°C、歪速度:8sで熱間塑性加工を実施して実施例1の成形体を製作した。実施例2片側冷却により、粗大粒を含有しないNd1364Pr019Fe7566Co447B547Ga057組成の急冷粉を作製し、粉砕した後、磁気分離によって非晶質と結晶質に分離した。次に、結晶質の磁性粉末のみを集め、400MPa印加し、620°C、5分間保持して焼結体を製作した。TEMにて焼結体の組織観察を実施した後に、温度780°C、歪速度:8sで熱間塑性加工を実施して実施例2の成形体を製作した。実施例3片側冷却により、粗大粒を含有しないNd16Fe774B54Ga05Al05Cu02組成の急冷粉を作製し、粉砕した後、磁気分離によって非晶質と結晶質に分離した。次に、非晶質の磁性粉末のみを集め、温度575°C、30分間熱処理を実施した後に、300MPa印加し、570°C、5分間保持して焼結体を製作した。TEMにて焼結体の組織観察を実施した後に、温度650°C、歪速度002sで熱間塑性加工を実施して実施例3の成形体を製作した。比較例片側冷却により、粗大粒を含有しないNd16Fe774B54Ga05Al05Cu02組成の急冷粉を作製し、粉砕した後、磁気分離によって非晶質と結晶質に分離した。次に、非晶質の磁性粉末のみを集め、300MPa印加し、570°C、5分間保持して焼結体を製作した。TEMにて焼結体の組織観察を実施した後に、温度650°C、歪速度01sで熱間塑性加工を実施して比較例の成形体を製作した。図6aは実施例2の成形体前駆体の焼結体のSEM画像図、図6bは実施例3の成形体前駆体の焼結体のTEM画像図、図6cは比較例の成形体前駆体の焼結体のSEM画像図、図6dは図6cを拡大したTEM画像図である。図6a,bより、実施例2、3の焼結体の結晶粒の平面形状は長方形もしくはこれに近似した形状となっていることが確認でき、結晶粒の短辺は30~40nm20nm以上、長辺は150nm程度かそれ以下200nm以下となっていることが確認できる。それに対し、図6c、dより、比較例の焼結体の結晶粒の平面形状は円形に近似した形状等軸粒となっていることが確認できる。図7は、実施例1~3と比較例の4つの計測値と、これら計測値を通る近似曲線を示している。表1および図7より、実施例1のアスペクト比14が曲線の変曲点となっており、これよりも小さな範囲で配向度が急激に低下し比較例は実施例1の20程度減、実施例23の30程度減、これ以上の範囲では配向度が90程度にサチュレートしていることが確認できる。この実験結果より、上記するアスペクト比t2t1の好ましい範囲である14≦t2t1≦10の下限値を規定している。この実験結果より、焼結体を構成する結晶粒が、c軸方向の短辺長さt1とこれに直交するa軸方向の長辺長さt2からなる長方形もしくはこれに近似した平面形状を有し、20nm~200nm程度の粒径範囲の結晶粒であり、さらに、アスペクト比t2t1が14≦t2t1≦10の範囲にある結晶組織を有していることで、この焼結体を強加工した際に結晶粒が容易に回動し、高い配向度の成形体、したがって、高い残留磁化を有する希土類磁石前駆体である成形体を製造することができる。以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。"