R-T-B系希土類合金R:希土類元素、T:FeまたはFeの一部をCoで置換の粉末を成形した後に、熱間塑性加工を行なってR-T-B系希土類磁石を製造する方法において、上記成形とは異なる加工方向で上記熱間塑性加工を行なうことを特徴とするR-T-B系希土類磁石の製造方法。請求項1において、上記成形とは60°以上異なる加工方向で上記熱間塑性加工を行なうことを特徴とするR-T-B系希土類磁石の製造方法。請求項1または2において、上記熱間塑性加工を加工率60以上で行なうことを特徴とするR-T-B系希土類磁石の製造方法。請求項1から3までのいずれか1項において、上記熱間塑性加工の前に、該熱間塑性加工とは異なる加工方向で予備熱間塑性加工を行なうことを特徴とするR-T-B系希土類磁石の製造方法。本発明は、熱間塑性加工により高い磁化を達成すると同時に、高い保磁力をも確保した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、本発明によれば、R-T-B系希土類合金R:希土類元素、T:FeまたはFeの一部をCoで置換の粉末を成形した後に、熱間塑性加工を行なってR-T-B系希土類磁石を製造する方法において、上記成形とは異なる加工方向で上記熱間塑性加工を行なうことを特徴とするR-T-B系希土類磁石の製造方法が提供される。本発明の方法によれば、成形とは異なる加工方向で熱間塑性加工を行なうことにより、後に詳述するメカニズムにより、1急冷薄帯の表面での滑りを抑制し、熱間塑性加工で付与されるエネルギーを有効に結晶粒の歪変形に寄与させることができるので、熱間塑性加工の加工率60以上の増加に対応して磁化を向上させることができるし、同時に、2結晶粒の扁平化を抑制すると共に結晶粒同士の擬似接合も低減するので、高い保磁力を確保することができる。<従来技術の問題点の解析>本発明者は、前記従来の問題点12:1熱間塑性加工の加工率60以上の増加に対して磁化の向上が飽和する。2熱間塑性加工によって磁化が向上しても保磁力が大きく低下する。の発生する理由を詳細に検討した。問題点1の理由磁石に適した急冷薄片は一般に厚さ20μm程度であり、粉砕後は図2に写真を示すように径が100~200μm程度の扁平な粒子になる。これをプレス成形兼焼結のために型に入れて加熱圧縮すると、図31に模式的に示したように、粒子の扁平形状に従って厚さ方向に積み重なった状態で固定される。そして、図32に模式的に示したように、この扁平粒子の厚さ方向積層状態を維持したまま熱間塑性加工される。なお、図31ABに示したように、Aに長方形で示した結晶粒はBに細かい長方形で示した実際の結晶粒1次結晶粒の集合した2次結晶粒である。図32は2次結晶粒のみを示した。更に、本発明者による詳細な観察の結果、下記のメカニズムが判明した。すなわち、図3に示した扁平な粉末粒子の表面は、図4の断面のaSEM像とそのb拡大像、およびEPMA像のcNdマップとdOマップが示すように、Ndリッチ相やその酸化物の薄い層で覆われている。熱間塑性加工して結晶に歪を与えた場合、加工率が高くなるとこの薄い層で滑りが生じてしまい、熱間塑性加工により負荷したエネルギーが吸収され、結晶の歪変形に有効に寄与していないことが判明した。問題点2の理由HVモーター用磁石は、磁化残留磁化の値として1.2T以上、望ましくは1.35T以上が必要である。この磁化を達成するには、熱間塑性加工における加工率として60以上が必要である。加工率60で熱間塑性加工されたミクロ組織は、図5にTEM写真を示すように、結晶粒の扁平度が非常に大きくなっている。そのため、結晶自体による反磁界が大きくなり、等方性アスペクト比が1の結晶粒に比べると磁化反転が起き易いため、保磁力が小さくなる。更に、熱間塑性加工の際に、隣接した結晶粒同士が擬似的に接合され、接合面は磁壁としての作用が弱まり、結晶粒界による磁気的分断効果が小さくなることも、保磁力を低下させる一つの要因となる。<本発明の方法の詳細な説明>本発明は、上述の2つの理由に基づいて、1熱間塑性加工で高い加工率に見合った高い磁化向上を達成し、2熱間塑性加工により磁化向上と同時に高い保磁力を確保する、という2つの課題を達成する。すなわち、本発明は、R-T-B系希土類合金R:希土類元素、T:FeまたはFeの一部をCoで置換の粉末を成形した後に、熱間塑性加工を行なってR-T-B系希土類磁石を製造する方法において、上記成形とは異なる加工方向で上記熱間塑性加工を行なうことを特徴とする。本発明の方法においては、成形とは異なる加工方向で熱間塑性加工を行なうことにより、1急冷薄帯の表面での滑りを抑制し、熱間塑性加工で付与されるエネルギーを有効に結晶粒の歪変形に寄与させることができるので、熱間塑性加工の加工率に対応して配向度が高まり、得に加工率60以上でも更に磁化を向上させることができるし、同時に、2結晶粒の扁平化を抑制すると共に結晶粒同士の擬似接合も低減するので、高い保磁力を確保することができる。図6に、本発明の熱間塑性加工方法を模式的に示す。図61に示すように、成形時の加工方向Sに対して、これと異なる方向Fから熱間塑性加工を行なう。図示の例では、熱間塑性加工方向Fは成形方向Sに対して90°異なる。図62は比較のために従来の熱間塑性加工方法を示しており、熱間塑性加工方向Fは1の成形方向Sと同じであった。この場合、扁平粒子p同士が接触表面で滑りGを起こしてしまい、熱間塑性加工Fのエネルギーが結晶の塑性変形fに有効に寄与することができず、特に加工率60以上で結晶の配向を高めることができなかった。これに対して本発明により、成形方向Sと異なる方向Fで熱間塑性加工を行なうことにより、図63に示すように、扁平粒子表面で滑りGを起こさず、熱間塑性加工Fのエネルギーが有効に結晶の塑性変形fに寄与し、特に加工率60以上でも結晶の配向を更に高めることができると同時に、ナノレベルの微細な結晶粒径を確保できる。これにより、磁化および保磁力を同時に高めることができる。本発明において、成形は、特に方法を限定する必要はなく、粉末冶金における圧粉体の成形方法を用いることができ、熱間プレス成形により焼結を兼ねて行うか、またはSPS焼結により行い、焼結体としてバルク体を得る。本発明において、熱間塑性加工は、特に方法を限定する必要はなく、熱間鍛造、熱間圧延など一般的な金属の熱間加工法を用いることができる。望ましい形態においては、成形とは60°以上異なる加工方向で熱間塑性加工を行なう。成形方向に対して60°以上異なる方向で熱間塑性加工することにより、磁化残留磁化の値が急激に大きくなる。最も望ましくは、成形方向に対して90°異なる方向で熱間塑性加工することにより、最大の磁化が得られる。望ましい形態においては、上記熱間塑性加工を加工率60以上で行なう。加工率60以上で、従来は飽和していた磁化が大幅に向上する。望ましい形態においては、上記熱間塑性加工の前に、該熱間塑性加工とは異なる加工方向で予備熱間塑性加工を行なう。一般に、予備熱間塑性加工は熱間塑性加工より低い加工率で行なう。特に限定する必要はないが、典型的には予備熱間塑性加工は加工率60未満、熱間塑性加工は加工率60以上である。種々の態様が可能であるが、典型的な2つの態様を図7に模式的に示す。図71の態様では、A成形方向Sと同方向に予備熱間塑性加工F0を行った後、Bこれと異なる方向図示の例ではSに対して90°方向に熱間塑性加工Fを行なう。図72の態様では、A成形方向Sと異なる方向図示の例ではSに対して90°方向に予備熱間塑性加工F0を行なった後、B成形方向Sおよび予備熱間塑性加工F0に対して異なる方向図示の例ではSおよびF0に対して90°方向に熱間塑性加工Fを行なう。このように2回の熱間塑性加工F0、Fを行うことにより、保磁力および磁化が更に向上する。図8に、2回の熱間塑性加工に伴う結晶粒組織および磁化容易軸Cの変化を模式的に示す。まず、図81に示すように、成形したままの状態では結晶の配向は実質的に起きておらず磁化容易軸Cはランダムであり、結晶粒の形状はほぼ等方的アスペクト比≒1である。この状態で、予備熱間塑性加工F1成形方向Sと同方向または異方向を行なうと、図82に示すように結晶粒は扁平化すると同時に、一部の隣接結晶粒同士が擬似的に接合Jする。擬似的な接合Dが起きるとこの部分Jでは結晶粒界による磁気的分断効果が低下するか失われ、磁石全体として保磁力の低下に結びつく。次いで、図83に示すように材料を成形方向Sに対して典型的には90°回転させて、図84に示すように熱間塑性加工F2を行なう。これにより、図85に示すように、予備熱間塑性加工F1により扁平化した結晶粒が等方性アスペクト比≒1になると共に、磁化容易軸Cが熱間塑性加工F2の方向に強く配向し、かつ、擬似接合Jが解除されて結晶粒界が蘇る。これにより、特に熱間塑性加工F2を60以上の高い加工率で行なうと、従来得られなかった高い磁化と高い保磁力が同時に達成される。<希土類合金の組成>本発明の対象とする組成は、R-T-B系希土類磁石である。Rは、希土類元素であり、典型的にはNd、Pr、Dy、Tb、Hoの一種以上であり、特にNdまたはNdの一部をPr、Dy、Tb、Hoの少なくとも一種で置換したものである。希土類元素としては、NdとPrの中間性生物であるDiも含まれるし、Dy等の重希土類金属も含まれる。本発明においては、保磁力と磁化残留磁化の両立と観点から、希土類合金中の希土類元素Rの含有量は27~33wtであることが望ましい。図9に、典型例としてNd2Fe14B希土類合金中のNd量に対する保磁力と磁化残留磁化の変化を示す。Nd量が27wt未満であると、磁気的分断効果が不十分になり、ベースとなる保磁力が低下する。また、熱間塑性加工において割れが発生し易くなる。一方、Nd量が33wtを越えると、主相率が低下し、磁化が不十分になる。本発明において用いる希土類合金粉末の粒度は2mm以下程度でよく、通常は50~500μm程度である。粉砕は、酸化を防止するために、Ar、N2のような不活性ガス雰囲気中で行なう。実施例1本発明の製造方法により、下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。<原料粉末の準備>希土類磁石原料を、合金組成質量:31Nd-3Co-1B-0.4Ga-残部Feに対応して所定量配合し、Ar雰囲気中で溶解し、溶湯をオリフィスから回転ロールクロムめっき銅製ロールに射出して急冷し、合金薄片を製造した。この合金薄片をAr雰囲気中でカッターミルにて粉砕および篩分けし、粒径2mm以下の希土類合金粉末Wを得た平均粒径100μm。この粉末粒子の結晶粒径は平均100~200nm程度で、酸素量は800ppmであった。以下、図10を参照して説明する。<成形バルク体形成>図101に示すように、上記の粉末Wを、10×10×30Hmmの容積を持つ超硬合金製ダイD1に充填し、上下を超硬合金ポンチP1で封止した。このダイ/ポンチアセンブリを真空チャンバ内にセットし、10-2Paに減圧し、高周波コイルKで加熱し、600°Cに達したらすぐに100MPaでプレス加工Sを施した歪速度:1/s。プレス加工後30秒保持した後、図102に示すようにダイ/ポンチアセンブリからバルク体M010×10×15Hmmを取り出した。<熱間塑性加工>取り出したバルク体M0を図103に示すようにプレス加工Sの方向に対して90°倒して、図104に示すように別のφ30mmの超硬合金ポンチP2にセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに加工率80で熱間据え込み加工Fを行ない、最終形状体M1とした図104→5。<歪解放熱処理>熱間塑性加工後に、真空10-4Pa中で600°Cにて60分間の歪解放熱処理を行なった。<磁気測定>得られたサンプルの中心部から2mm□の試験片を採取し磁気特性をVSM測定した。《最適な熱間塑性加工方向の検討》プレス加工Sに対する角度を0、45°、60°、90°に変えた場合の磁化を測定した結果を図11に示す。磁化の強さは、角度0°から45°まではほぼ変化がなく、45°を超えると急激に増加し、60°以上では1.4Tを超える大きな値が得られ、90°で最大となることが分かる。したがって、成形方向Sに対して60°以上異なる加工方向で熱間塑性加工することが特に望ましい。最も望ましくは、成形方向Sに対して90°異なる加工方向で熱間塑性加工することにより、最大の磁化が達成される。以下の実施例においては、加工方向の変化は全て90°で行なった。比較例1従来の製造方法により下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。実施例1と同様に準備した<原料粉末の準備>から<成形バルク体形成>までを行なってバルク体を得た。従来の方法に従いバルク体Mの向きはそのままにして、それ以外は実施例1と同様に<熱間塑性加工>、<歪解放熱処理>、<磁気測定>を行なった。実施例2本発明の望ましい形態の製造方法により、下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。実施例1と同様に<原料粉末の準備>から<成形バルク体形成>までを行なってバルク体を得た。以下、図12を参照して説明する。<予備熱間塑性加工>図121に示した上記成形されたバルク体M0の向きはそのままにして、図122に示すようにφ30mmの超硬合金ポンチP2にセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、700°Cに達したらすぐに加工率10、30、45、60、80で熱間据え込み加工Fを行ない、予備形状体M1とした図123。図124→5に示すように、次の熱間塑性加工のために、予備形状体M1を機械加工により9×9×9mmの形状に整えた。<熱間塑性加工>機械加工後の予備形状体M1を図126に示すようにプレス加工Sの方向に対して90°倒して、図127に示すようにφ30mmの超硬合金ポンチP2にセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに加工率30、45、60、80で熱間据え込み加工F2を行ない、最終形状体M2とした図128。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。比較例2比較例1と同様に希土類磁石を製造し、磁気測定を行なった。ただし、下記の点が異なる。すなわち、実施例2と平等に比較するため、磁石のサイズを9×9×9mmにしている。予備熱間塑性加工は行なっていない。実施例3本発明の望ましい形態の製造方法により、実施例2と同様に希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。ただし、予備熱間塑性加工および熱間塑性加工は下記のように行なった。図13を参照した説明する。<予備熱間塑性加工>すなわち、実施例2と同様に図131で成形したバルク体M0の向きはそのままにして、図132に示すように13×13×20mmの容積を持つ超硬合金製ダイD2の中央部に超硬合金製ポンチP2でセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに、ダイD2内が充填されるまで熱間据え込み加工F1を行ない、予備形状体M113×13×8.8Hmmとした図133。このとき加工率に換算すると約40であった。<熱間塑性加工>次に、図134→5に示すように、予備形状体M1をプレス加工Sの方向に対して90°倒して、図136に示すようにφ30mmの超硬合金ポンチP3にセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに加工率80で熱間据え込み加工F2を行ない、最終形状体M2とした図137。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。比較例3実施例3と同様の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。ただし、予備熱間塑性加工は行なわず、熱間塑性加工を下記のように行なった。<熱間塑性加工>実施例3と同様にφ30mmの超硬合金ポンチP3にセットして、チャンバー中で10-2Paに減圧し、750°Cで加工率80にて熱間据え込み加工を行なった。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。実施例4本発明の望ましい形態の製造方法により、下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。実施例1と同様に<原料粉末の準備>から<成形バルク体形成>までを行なってバルク体を得た。以下、図14を参照して説明する。<予備熱間塑性加工>図141に示した上記成形されたバルク体M0を、図142→3に示すように、プレス加工Sの方向に対して90°傾け、図144に示すように13×13×20mmの容積を持つ超硬合金製ダイD2の中央部に超硬合金製ポンチP2でセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに、ダイD2内が充填されるまで熱間据え込み加工F1を行ない、予備形状体M1とした図145。このとき加工率に換算すると約40であった。<熱間塑性加工>次に、図146→7に示すように、予備形状体M1をプレス加工Sおよび予備熱間塑性加工F1の方向に対して90°傾け、図148に示すようにφ30mmの超硬合金ポンチP3にセットし、チャンバ内に装入して、10-2Paに減圧し、高周波コイルで加熱し、750°Cに達したらすぐに加工率80で熱間据え込み加工F2を行ない、図149に示すように最終形状体M2とした。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。実施例5本発明の望ましい形態の製造方法により、下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。実施例1と同様に<原料粉末の準備>を行なって原料粉末を得た。原料粉末を15×15×70Hmmの容積を持つ超硬合金型に入れ、SPS焼結をいって15×15×50mmのバルク体を得た。以下、図15を参照して説明する。<予備熱間塑性加工>図151に示すように、バルク体M0を横断面が23W×23Hmmの型V1の中で誘導加熱により型V1と共に700°Cまで加熱し、ロールU1をT方向に移動させながら、図152に示すように力F1を負荷して圧延して、図153に示すように厚さ10Hmm×幅23Wmm×長さ49Lmmの予備形状体M1とした。この予備熱間塑性加工における加工率は33であった。<熱間塑性加工>図154→5に示すように、予備形状体M1を上記圧延力F1の方向に対して90°傾けて幅23mm方向を新たに厚さとし、横断面が50W×30Hmmの型V2の中で誘導加熱により750°Cまで加熱し、図156に示すようにロールU2で力F2を負荷して圧延し、図157に示すように厚さ3Hmm×幅50Wmm×長さ77Lmmの幅最終形状体M2とした。この熱間塑性加工における加工率は70であった。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。比較例4実施例5と同様の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。ただし、予備熱間塑性加工は行なわず、熱間塑性加工を下記のように行なった。<熱間塑性加工>バルク体M0の向きは図151の状態のまま変えずに、図156に示すように横断面が50W×30Hmmの型V2の中で誘導加熱により750°Cまで加熱し、ロールU2で力F2を負荷して圧延し、図157に示すように最終形状体M2とした。加工率は70であった。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。実施例6本発明の望ましい形態の製造方法により、下記の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。実施例5と同様に<原料粉末の準備>および<成形バルク体形成>を行なってバルク体を得た。以下、図16を参照して説明する。<予備熱間塑性加工>図161に示すように、バルク体M0を間隔d1が23mmの型VAの中で誘導加熱により型VAと共に700°Cまで加熱し、上下一対のロールUAをT方向に移動させながら、図162に示すように力F1を負荷して圧延して、図163に示すように厚さ10Hmm×幅23Wmm×長さ50Lmmの予備形状体M1とした。この予備熱間塑性加工における加工率は33であった。<熱間塑性加工>図164→5に示すように、予備形状体M1を上記圧延力F1の方向に対して90°傾けて幅23mm方向を新たに厚さとし、間隔d2が50mmの型V2の中で誘導加熱により750°Cまで加熱し、図166に示すように上下一対のロールU2で力F2を負荷して圧延し、図167に示すように厚さ3Hmm×幅50Wmm×長さ77Lmmの幅最終形状体M2とした。この熱間塑性加工における加工率は70であった。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。比較例5実施例6と同様の手順および条件で希土類磁石を製造し、磁気特性を評価した。ただし、予備熱間塑性加工は行なわず、熱間塑性加工を下記のように行なった。<熱間塑性加工>バルク体M0の向きは図161の状態のまま変えずに、図166に示すように間隔d2が50mmの型V2の中で誘導加熱により750°Cまで加熱し、図166に示すように上下一対のロールU2で力F2を負荷して圧延し、図167に示すように厚さ4.6Hmm×幅50Wmm×長さ50Lmmの幅最終形状体M2とした。この熱間塑性加工における加工率は70であった。実施例1と同様に<歪解放熱処理>および<磁気測定>を行なった。≪磁気特性の評価≫図17に、実施例1~6および比較例1~5について、保磁力と磁化残留磁化を比較して示す。実施例2~6については、図171保磁力の棒グラフ上に予備熱間塑性加工の加工率を示した。全てについて熱間塑性加工の加工率は80である。比較例に比べて本発明の方法による実施例はいずれも磁化および保磁力が向上している。ここで、予備熱間塑性加工を行っていない実施例1は予備熱間塑性加工を行った実施例2~6に比べて、比較例に対する保磁力向上代が小さい。これは結晶粒の扁平度が実施例1で大きいためである。実施例4の保磁力は最も高い。予備熱間塑性加工および熱間塑性加工のいずれにおいても加工方向を90°変えたことにより、扁平な結晶粒組織が等方的な結晶粒組織に変わったためである。≪予備熱間塑性加工と熱間塑性加工の加工率の効果≫図18に、実施例2について、1予備熱間塑性加工の加工率1回目加工率による保磁力および磁化の変化、2熱間塑性加工の加工率2回目加工率による磁化の変化をそれぞれ示す。図181の結果から、磁化は予備熱間塑性加工の加工率1回目加工率に関わらずほぼ一定であったが、保磁力は1回目加工率が45を超えると低下し始め、60を超えると大きく低下する。これは、歪が増えすぎるためと考えられる。図182の結果から、熱間塑性加工の加工率2回目加工率の増加に伴い磁化はほぼ直線的に増加する。図中、従来の曲線は1回のみの熱間塑性加工であり、加工率60を超えると磁化の向上が飽和している。本発明によれば、60を超えた高い加工率を採用することにより、従来では得られない高い磁化を達成することができ、かつ、その際に保磁力も高く確保することができる。