"鉄系合金,希土類鉄ホウ素系合金及び酸フッ化物を含有する焼結磁石において、前記鉄系合金は、飽和磁化が前記希土類鉄ホウ素系合金よりも大きく、前記鉄系合金と前記希土類鉄ホウ素系合金と間の粒界近傍に重希土類元素が偏在し、前記鉄系合金の平均結晶粒径をa、前記希土類鉄ホウ素系合金の平均結晶粒径をb、前記鉄系合金の前記希土類鉄ホウ素系合金に対する平均結晶粒径比をa/bとしたとき、1<a/b<100の関係にあることを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記鉄系合金の結晶構造がbccまたはbct構造であることを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記鉄系合金の飽和磁束密度が前記希土類鉄ホウ素系合金の飽和磁束密度よりも高いことを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記鉄系合金と前記希土類鉄ホウ素系合金との間には磁気的結合が生じ、前記鉄系合金には形状または磁化曲線の異方性が付加されていることを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記酸フッ化物の結晶構造が立方晶構造であることを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記希土類鉄ホウ素系合金と前記鉄系合金の結晶が粒界を介して隣接していることを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記希土類鉄ホウ素系合金の配向性が前記鉄系合金の配向性よりも高いことを特徴とする焼結磁石。請求項1に記載の焼結磁石において、前記鉄系合金の飽和磁化が170emu/g~240emu/gであることを特徴とする焼結磁石。Nd2Fe14B系焼結磁石に代表される希土類鉄ホウ素系などの希土類元素を使用した永久磁石は、種々の磁気回路に使用されている。高温あるいは大きな減磁界環境で使用される永久磁石には、重希土類元素の添加が必須である。重希土類元素を含めた希土類元素の使用量を削減することは、地球資源保護の観点から極めて重要な課題である。従来技術では、希土類元素使用量を小さくすると、最大エネルギー積,保磁力のいずれかが低下し、応用することが困難であった。希土類元素使用量の低減,保磁力増加及び最大エネルギー積増加を満足させることが課題である。上記問題点を解決するために、飽和磁束密度が高いFe系粉をNdFeB系磁粉と混合する。このFe系粉は形状異方性があり、重希土類元素を含有するフッ化物を溶液処理によってその表面が塗布されている。この時、Fe系粉の平均粒径はNdFeB系磁粉の平均粒径よりも大きいことが重要である。本発明によれば、希土類永久磁石の希土類元素使用量低減,保磁力増加及び最大エネルギー積増加を満足することが可能であり、磁石使用量を低減でき様々な磁石応用製品の小型軽量化に貢献する。本発明に係る焼結磁石の製造にあたり、飽和磁束密度が高いFe系粉をNdFeB系磁粉と混合する。このFe系粉は形状異方性があり、重希土類元素を含有するフッ化物を溶液処理によってその表面が塗布されている。この時、Fe系粉の平均粒径はNdFeB系磁粉の平均粒径よりも大きいことが重要である。Fe系粉は一般にNdFeB系磁粉よりも保磁力が小さいため磁化反転し易く、Fe系磁粉とNdFeB系磁粉を混合焼結させると両者の界面においてNdFeB系結晶の粒界近傍の組成や構造が隣接するFe系結晶の影響により焼結過程で拡散し、希土類リッチ相が形成されにくい。希土類リッチ相の組成や構造は保磁力に影響するため、Fe系粒子近傍の粒界に重希土類元素を偏在させ、保磁力を増加させる。高い飽和磁化を有するFe系結晶の平均粒径はNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きくすることで、Fe系合金の結晶粒の凝集を防止し、焼結助材の添加体積を10未満にすることができる。Fe系合金の平均粒径がNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きいことで、Fe系合金間の界面積よりもNd2Fe14B間とFe系合金とNd2Fe14B間の界面積の和の方が大きく磁化反転しにくくなる。本発明において、Nd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有するFe系合金とはFeCo系合金などの飽和磁化170emu/gとなる合金であり、この飽和磁化以上であればその組成に制限はなく、希土類元素や半金属元素,種々の金属元素を含有して良い。飽和磁化がNd2Fe14Bよりも高いため、Nd2Fe14Bの結晶粒と磁気的に結合することにより残留磁束密度を増加させることが可能となる。Fe系合金の結晶粒とNd2Fe14Bの結晶粒は重希土類元素偏在相と粒界を介して隣接している。この重希土類偏在相にはフッ素や酸素が含まれている。また、焼結助材は、焼結温度において液相の量を十分にし、液相とFe系合金の結晶粒やNd2Fe14Bの結晶粒との濡れ性を高め、焼結後の密度を高くするために使用する。フッ素含有相は希土類元素濃度が高い相と容易に反応するため液相の量が減少する。このため焼結後の密度が低下し、保磁力も低下する。このような密度及び保磁力減少を抑制するために焼結助材としてFe-70Nd合金粉などを添加している。さらに、焼結時に成形磁場と垂直方向に磁場印加することにより、Fe系合金のみが磁化を有する温度範囲で磁場印加効果を実現でき、Fe系結晶に磁気異方性を付加する。また、時効急冷処理時に成形磁場と平行方向に磁場印加することにより、Fe系合金の結晶粒とNd2Fe14Bの結晶粒間の交換結合を高めることが可能であり、磁場印加は保磁力増加や角型性向上に寄与する。製造手法として重希土類元素を偏在化させるためにフッ化物溶液処理を使用する。フッ化物溶液処理に使用する溶液には100ppmオーダー以下の陰イオン成分が含有するため、希土類元素を多く含有する材料への処理において、被処理材料の表面の一部が腐食または酸化する。本発明では焼結磁石にNdFeB系合金とFe系合金の少なくとも二種類の強磁性合金を使用し、フッ化物溶液処理を施す材料を希土類元素含有量が少ない合金とし、フッ化物溶液処理による腐食や酸化を防止する。また希土類元素含有量が少ない合金は一般に保磁力が小さいので、希土類元素含有量が少ない合金の近傍に希土類元素、特に重希土類元素を偏在化させることが保磁力増加と希土類元素使用量低減に貢献する。70Fe30Co合金を真空溶解後、Ar10H2ガス雰囲気中で還元溶解し銅製回転ロール表面に溶解した金属溶湯を噴射させ、冷却速度100°C/秒から500°C/秒程度の速度で冷却後、不活性ガス中で粉砕し、扁平形状の70Fe30Co合金粉末を得た。70Fe30Co合金粉末の形状は扁平粉であり、リボン状に伸びた形状である。70Fe30Co合金粉末の粒径はジェットミル粉砕時間に依存して制御でき、01~1000μmの範囲で扁平に伸びた長軸方向の平均粒径を制御可能である。70Fe30Co合金粉表面にフッ化物を被覆するために、TbF系アルコール溶液と70Fe30Co合金粉を混合し、アルコールを蒸発させることによりTbF系膜を70Fe30Co合金粉表面に作成する。平均膜厚2nmのTbF系膜で被覆された70Fe30Co合金粉とNd2Fe14B粉を70Fe30Co合金粉2:Nd2Fe14B粉8の混合比で混合する。Nd2Fe14B粉の平均粒径は4μmである。この混合粉に焼結性向上のために焼結助材としてNd2Fe14B粉の平均粒径よりも小さな平均粒径のFe-70Nd合金粉を約1添加した。磁場10kOe中成形により扁平な70Fe30Co合金粉末は長軸方向がほぼ磁場印加方向に揃い、1100°Cで焼結させ液相形成時に磁場10kOeを磁場中成形の磁場と垂直方向に印加した。焼結後の時効熱処理は400~700°CでNd2Fe14Bのキュリー点よりも高い温度に設定し、磁場中成形の磁場方向と同一方向に磁場20kOeを印加した。時効熱処理における急冷速度は10~100°C/秒である。70Fe30Co合金粉の平均粒径が10μmの時、磁場中焼結,磁場中時効処理後の成形体は、残留磁束密度Brが166T166kGであり、保磁力が175kOeであった。Brの値はNd2Fe14Bの理論値である161Tを超えており70Fe30Co合金粉は希土類元素を含有しないため、希土類元素使用量を削減可能である。このようなNd2Fe14Bの理論値を超えるBrの値を得るためには本実施例のように、次のような条件が必要となる。[1]Nd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有するFe系合金を使用すること。[2]Fe系合金などの希土類元素を含有しない合金は、焼結温度以下で液相を形成しないため、焼結助材を添加すること。[3]焼結時に成形磁場と垂直方向に磁場印加すること。[4]時効急冷処理時に成形磁場と平行方向に磁場印加すること。[5]高い飽和磁化を有するFe系合金の平均粒径はNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きいこと。条件[1]~[5]について以下で詳細に説明する。条件[1]:Nd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有するFe系合金とはFeCo系合金などの飽和磁化170emu/gとなる合金であり、この飽和磁化以上であればその組成に制限はなく、希土類元素や半金属元素,種々の金属元素を含有して良い。飽和磁化がNd2Fe14Bよりも高いため、Nd2Fe14Bの結晶粒と磁気的に結合することにより残留磁束密度を増加させることが可能となる。Fe系合金の結晶粒とNd2Fe14Bの結晶粒は直接接触しているかあるいはフッ素または酸素含有相を介して隣接している。本実施例のようなTbF系膜は焼結時のFe系合金の結晶粒とNd2Fe14Bの結晶粒間の反応を抑制して保磁力低下を防止する。焼結時に不安定な構造を有するFe系合金は飽和磁化が170emu/g以上であっても使用することは困難である。Fe16N2やFe8Nなどの純安定相は900°Cの焼結温度で分解し易く、使用することはできない。規則相あるいは不規則相のFeCo合金は飽和磁化が220~240emu/gでありNd2Fe14B系の167emu/gよりも高いため磁気結合により磁石特性を向上できる。170emu/g未満の飽和磁化をもったFe系合金ではNd2Fe14B系の飽和磁化と同等以下のため磁石性能の残留磁束密度の向上は期待できない。条件[2]:焼結助材は、焼結温度において液相の量を十分にし、液相とFe系合金の結晶粒やNd2Fe14Bの結晶粒との濡れ性を高め、焼結後の密度を高くするために使用する。フッ素含有相は希土類元素濃度が高い相と容易に反応するため液相の量が減少する。このため焼結後の密度が低下し、保磁力も低下する。このような密度及び保磁力減少を抑制するために焼結助材としてFe-70Nd合金粉を添加している。添加量が01wt未満であると本実施例では密度7g/cm3未満となり保磁力が10kOe未満となる。焼結助材の添加量が01以上10未満であれば密度7g/cm3以上の高密度焼結体が得られる。焼結助材は飽和磁化が小さいため添加量とともに飽和磁束密度が低下するため、最適な焼結助材添加量は02~5である。16T以上のBrを確保するためにはNd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有するFe系合金の添加量が焼結助材の添加量よりも多いことが必要である。焼結助材には焼結温度以下の温度範囲で液相となる希土類含有合金やAl,Cu,Ga,Zr,Ti,Mn,Crなどの合金が使用できる。焼結助材や焼結助材と反応した酸フッ化物ならびに希土類酸化物の主な結晶構造は立方晶系である。添加した焼結助材の一部は焼結熱処理においてNd2Fe14Bの結晶粒あるいはフッ化物と反応する。反応した一部のフッ化物は立方晶構造の酸フッ化物を形成する。この酸フッ化物の格子定数はfcc構造のNdO系化合物の格子定数及びFe系合金の格子定数の2倍の値と±10以内で一致し格子のミスマッチが小さく歪みを伴った整合関係が生じやすい。このため磁化反転が抑制される。また焼結助材を構成する希土類元素やAl,Cu,Ga,Zr,Ti,Mn,Crなどの金属元素の一部が粒界に偏在化する。特にFe系合金の結晶粒の粒界近傍でかつFe系合金結晶粒内において希土類元素やAl,Cu,Ga,Zr,Ti,Mn,Crなどの金属元素が偏在化した時に保磁力増加効果が顕著である。この偏在化は粒界中心から05~100nmの粒界に沿った帯状の範囲で、Fe系合金結晶粒の平均濃度よりも11~100倍の濃度範囲で濃化しており、偏在化により一部の結晶構造は酸素や炭素またはフッ素を伴って変化する。11倍未満の濃化では偏在による保磁力増加はほとんど認められない。また100倍を超えると偏在化部分の磁化が大幅に減少するため残留磁束密度が減少する。したがってFe系合金結晶粒の金属元素の偏在濃度は平均濃度の11~100倍が望ましい。粒界中心から5nmの範囲でGa,Cu及びTaが偏在する場合、平均濃度がそれぞれ01,03,02wtの時、偏在化部分ではそれぞれ2,5,3wtとなる。この時、保磁力は偏在しない場合と比較して残留磁束密度の減少なしで10kOe増加する。条件[3]:焼結時に成形磁場と垂直方向に磁場印加することにより、Fe系合金のみが磁化を有する温度範囲で磁場印加効果を実現でき、Fe系合金の結晶粒が不定形の場合は磁場方向に平行につながりやすくなる。仮成形工程で印加した成形磁場方向は磁石の異方性方向であり、異方性方向に平行方向では不定形のFe系合金の結晶粒が分断され、異方性方向に垂直な方向では高温で磁場が成形磁場と垂直方向に印加されるため、不定形の場合Fe系合金の結晶粒がつながりやすい。Fe系合金の結晶粒が焼結体で形状あるいは界面構造またはNd2Fe14B結晶粒との異方的な磁気結合を有することにより保磁力増加や減磁曲線の角型性向上が実現できる。このような磁場印加効果はNd2Fe14Bのキュリー温度以上に焼結体を加熱して磁化曲線を測定することで確認でき、このような高温ではFe系合金の磁化曲線にNd2Fe14Bの着磁方向と垂直方向では磁化曲線に差が認められる。本実施例において、焼結時の印加磁場と仮成形時の印加磁場の方向を5度から90度変えることでFe系合金の異方性方向とNd2Fe14B結晶粒の異方性方向に差が生じ、焼結後の磁石特性を向上できる。5度未満では磁場印加方向の差による効果は顕著ではない。これはFe系合金の磁化容易軸方向がNd2Fe14B結晶粒の磁化容易軸方向とほぼ平行なためである。角度差が90~175度の範囲は5~90度の範囲とほぼ等価である。条件[4]:時効急冷処理時に成形磁場と平行方向に磁場印加することにより、Fe系合金の結晶粒とNd2Fe14Bの結晶粒間の交換結合を高めることが可能であり、磁場印加は保磁力増加や角型性向上に寄与する。残留磁束密度が15Tを超える焼結磁石では、Nd2Fe14B結晶のc軸方向は着磁する方向とほぼ一致し、Fe系合金の配向性よりもNd2Fe14B結晶の配向性は高い。Nd2Fe14B結晶のc軸方向に平行にFe結晶の110,100あるいは210が成長していることが確認できる。これはFe系合金の異方性エネルギーがNd2Fe14Bの異方性エネルギーよりも小さいためNd2Fe14B結晶の方が磁場配向し易いことに起因している。Fe系合金の粒界近傍に異方性エネルギーの高い酸化物や炭化物,フッ化物,酸フッ化物窒化物が形成され、これらの化合物と隣接するbccあるいはbct構造のFeはFe以外の金属元素が一種または複数種偏在しており、これらの結晶磁気異方性エネルギーは、偏在していないbcc-Feの結晶磁気異方性エネルギーよりも高い。特にbct構造のFeあるいはFeCo合金がCuやGa,Mn,Ta,W,Ag,Al,Geを少なくとも1種含有した場合、結晶磁気異方性エネルギーは10~50増加する。さらにこれらのbct構造のFeあるいはFeCo合金に粒界を介して酸化物や炭化物,フッ化物,酸フッ化物あるいは窒化物が成長している場合、結晶磁気異方性エネルギーは20~100増加し、保磁力が10kOe増加する。条件[5]:高い飽和磁化を有するFe系合金の平均粒径はNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きくすることで、Fe系合金の結晶粒の凝集を防止し、焼結助材の添加体積を10未満にすることができる。Fe系合金の平均粒径がNd2Fe14Bの平均粒径以下の場合、Fe系合金の結晶粒の表面積はNd2Fe14Bの結晶粒の表面積よりも大きくなり、Fe系合金結晶粒の表面に被覆するフッ化物またはフッ素含有膜の体積が増加する。このため焼結助材の添加量を1以上にして高密度と高保磁力にすることが可能であるが残留磁束密度が低下する。このためFe系合金の平均粒径はNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きくすることが望ましい。Fe系合金の平均粒径がNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きいことで、Fe系合金間の界面積よりもNd2Fe14B間とFe系合金とNd2Fe14B間の界面積の和の方が大きい。Fe系合金間の界面積よりもNd2Fe14B間とFe系合金とNd2Fe14B間の界面積の和の方が小さい場合、Fe系合金の磁気的結合が弱く、Fe系合金の磁化反転が生じやすい。上記平均粒径の評価は以下の手法を採用した。焼結体や成形体の断面を仮成形体の磁場印加方向に平行及び垂直な断面を切断し鏡面加工後、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で粒界が判定できる視野を得る。粒界を鮮明にするために酸性液を使用してエッチング処理をすることが望ましい。一つの視野に対して複数の直線を引き粒界と交わる点と直線の距離から粒径を算出し、複数の直線から求めた粒径から平均値を求め平均粒径とする。直線の距離は粒界が5個以上交わる長さが望ましい。走査型電子顕微鏡観察において組成分析により、Fe系合金とNdFeB系の区別がつき、それぞれの平均粒径が求められる。なお、この平均粒径の評価方法は他の実施例でも利用可能である。図1は、Br残留磁束密度やHc保磁力とFeCo系合金の平均粒径/NdFeB系合金の平均粒径比以下粒径比と略すとの関係を示す。粒径比が1を超えるとBrが16Tを超える。Brが16Tを超える粒径比は1~100の範囲である。粒径比が100を超えるとNd2Fe14B結晶粒の配向性が乱れ、一軸異方性が低下する。また粒径比が100を超えるとFeCo系合金の磁化反転を磁気的な結合で抑制することが困難となり保磁力が減少する傾向を示す。使用温度が100°C以上の温度で使用するためには高保磁力が求められるため、粒径比は100以下が望ましい。図2に酸フッ化物体積率と粒径比の関係を示す。粒径比が1よりも小さい範囲では酸フッ化物体積率が05を超え、磁化の小さい二粒界相あるいは粒界三重点相が増加することからBrが減少しているものと推定される。図3にHk/HcHkはBrの90の磁束密度となる磁界、Hcは保磁力の値と粒径比の関係を示す。粒径比が100以下ではHk/Hcが07を超えており高い配向性と一軸異方性を有している。平均粒径が100を超えるとHk/Hcが低下するのはNd2Fe14B結晶粒の配向性が乱れるためである。図4に本実施例の典型的な焼結磁石組織に関する模式図を示す。Nd2Fe14B結晶粒1とFeCo系合金の結晶粒5及び酸フッ化物3が形成され、FeCo系合金の結晶粒5の近傍には重希土類元素含有FeCo系合金6が認められ、粒界や粒界三重点の一部に重希土類元素含有酸化物2が成長する。またNd2Fe14B結晶粒1の外周にはNdを主に含有する希土類リッチ粒界相4が形成される。偏在化する重希土類元素の濃度が増加するとともに1から2,3,4のように組織が変わり、FeCo系合金の結晶粒5の外周側に重希土類元素含有FeCo系合金6が成長し、重希土類元素含有酸化物2がFeCo合金の結晶粒5の近傍に成長する。いずれの組織においても重希土類元素はFeCo系合金の結晶粒5の近傍での濃度が焼結磁石の平均濃度よりも高くなる。本実施例の焼結磁石には希土類元素を含有する酸化物,酸フッ化物,bcc構造のFe系合金,bct構造のNdFeB系合金が形成され、粒界近傍にTbやDyなどの重希土類元素が偏在化している。典型的な偏在幅は粒界中心から1から200nmである。また、bcc構造のFe系合金とbct構造のNdFeB系合金との間には磁気的結合が生じ、bccやbct構造のFe系合金にも異方性が付加されている。この異方性はNdFeB系合金のキュリー点よりも高温で印加した磁界の方向と大きさに依存する。NdFeB系合金のキュリー点よりも高温側かつ焼結温度以下の温度範囲、特にFe系合金のキュリー点を含む温度以下で磁化曲線の角度依存性を測定することにより磁化容易軸方向を確認することができる。Fe系合金の容易磁化方向はNdFeB系合金の容易磁化方向と5~90度の角度差がある。角度差が5度未満の場合、5~90度である場合よりも減磁曲線の角型性が低下する。90~175度の角度差は5~90度の角度差とほぼ等価である。本実施例のような残留磁束密度増加と希土類使用量削減の両立とは別に、残留磁束密度が同等で希土類使用量削減を目的とする場合は、Fe系合金の飽和磁化が170~240emu/gの範囲で達成でき、コスト低減を実現できる。Fe系合金の飽和磁化が170emu/g未満の場合、残留磁束密度の増加効果は1未満であり非常に小さい。また240emu/gを超えるFe系合金の作成は酸化防止工程と焼結時の熱安定性を考慮すると困難である。不可避的に混入する炭素,水素,窒素,酸素,硫黄,リンなどの不純物元素が粒界あるいは粒内に含有されていても基本的な構成が変わるものでなければ磁石特性は向上できる。上述のような飽和磁化を示すFe系合金の粉は、本実施例のような粉砕法以外にも電界めっき法,イオン滴下などの湿式法やプラズマを利用した手法,真空蒸着などの各種噴霧法,生物や細菌を利用した手法が採用できる。60Fe35Co5Dy合金を真空溶解後、Ar30H2ガス雰囲気中で還元溶解し銅製回転ロール表面に溶解した金属溶湯を噴射させ、冷却速度100°C/秒から700°C/秒程度の速度で冷却後、不活性ガス中で粉砕し、扁平形状あるいは不定形の60Fe35Co5Dy合金粉末を得た。60Fe35Co5Dy合金粉末の粒径はジェットミル粉砕時間に依存して制御でき、01~1000μmの範囲で平均粒径を制御可能である。飽和磁束密度が22Tの60Fe35Co5Dy合金粉表面にフッ化物を被覆するために、TbF系アルコール溶液と60Fe35Co5Dy合金粉を混合し、アルコールを蒸発させることによりTbF系膜を60Fe35Co5Dy合金粉表面に作成する。平均膜厚2nmのTbF系膜で被覆された60Fe35Co5Dy合金粉とNd2Fe14B粉を60Fe35Co5Dy合金粉5:Nd2Fe14B粉5の混合比で混合する。Nd2Fe14B粉の平均粒径は1μmである。この混合粉に焼結性向上のために焼結助材としてNd2Fe14B粉の平均粒径よりも小さな平均粒径のFe-60Nd-5Co金粉を約2添加した。磁場20kOe中成形後、1100°Cで焼結させ液相形成時に磁場10kOeを磁場中成形の磁場と垂直方向に印加した。焼結後の時効熱処理は400~700°CでNd2Fe14Bのキュリー点よりも高い温度に設定し、磁場中成形の磁場方向と同一方向に磁場20kOeを印加した。60Fe35Co5Dy合金粉の平均粒径が2μmの時、磁場中焼結、磁場中時効処理後の成形体は、残留磁束密度Brが164T164kGであり、保磁力が195kOeであった。Brの値はNd2Fe14Bの理論値である161Tを超えており60Fe35Co5Dy合金粉は希土類元素濃度が小さいため、希土類元素使用量を削減可能である。このようなNd2Fe14Bの理論値を超えるBrの値を得るためには本実施例のように、次のような条件が必要となる。[1]Nd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有する希土類元素含有Fe系合金を使用すること。[2]Fe系合金は、焼結温度以下で液相を形成しにくいため、粒界近傍に希土類元素の一部が偏在化する焼結助材を添加すること。[3]焼結時に成形磁場と垂直方向に磁場印加すること。[4]時効急冷処理時に成形磁場と平行方向に磁場印加すること。[5]高い飽和磁化を有するFe系合金の平均粒径はNd2Fe14Bの平均粒径よりも大きいこと。[6]フッ化物や酸フッ化物が粒界三重点で確認できること。条件[1]~[6]について以下で詳細に説明する。条件[1]:Nd2Fe14Bよりも高い飽和磁化を有する希土類元素含有Fe系合金とはFeCo系合金など飽和磁束密度が16Tを超える材料である。Nd2Fe14Bに重希土類元素が添加されている場合は希土類元素含有Fe系合金の飽和磁束密度も重希土類元素添加による磁束密度減少分が低下しても良い。FeCo系以外にFeNi系,FeAl系,FeSi系,FeMn系,FeCr系など種々のFe-M系MはFe以外の金属元素または半金属元素の一種または複数種でも良い。条件[2]:焼結助材には、1100°C以下の温度で液相となる合金を使用することが望ましい。希土類元素が30wtから90wt含有するFeまたはFeCo,Fe-M合金が使用できる。あるいは金属系バインダを使用する場合、低融点のZnやCuZn,Ga,Alなどの非磁性金属を使用できる。条件[3]:焼結時に成形磁場と垂直方向に磁場印加することは、焼結時にFeCoなどキュリー点の高い材料の連続性をNd2Fe14Bの配向方向とは異なる方向にそろえて連続性を高めることにより、連続性が高い方向を着磁方向と異なる方向にするためであり、5度から90度、成形磁場と異なる方向に磁場を印加して焼結熱処理を実施すれば良い。焼結時の磁場方向と成形時の磁場方向差が5度未満の場合、角型性の指標であるHkBrの90の値となる減磁界の値が1から5kOe小さくなり、磁化反転し易くなる。条件[4]:時効急冷処理時に成形磁場と平行方向に磁場印加することにより、Nd2Fe14Bの粒界近傍の磁気異方性エネルギーを増加させる。急冷速度はNd2Fe14Bのキュリー点近傍の温度を50°C/min以上の冷却速度で冷却する。この冷却速度により酸フッ化物が室温で準安定相である立方晶が形成され、その一部はNd2Fe14BやFe系合金と整合界面を形成する。条件[5]:高い飽和磁化を有するFe系合金の平均粒径がNd2Fe14Bの平均粒径よりも小さい場合、Fe系合金とNd2Fe14Bとの界面積が増加し、種々の方位に成長したFe系合金の結晶がそれぞれの容易磁化方向を有するため、磁化反転が起きやすく保磁力が著しく低下する。焼結磁石においてFe系合金とNd2Fe14Bの混合比が5:5あるいはこの比率よりもFe系合金の混合比が少ない場合、平均粒径Fe系合金の結晶粒の数は、Nd2Fe14Bの結晶粒の数以下となる。Fe系合金の粒径は平均粒径以上の大きさの粒が約50、平均粒径未満の大きさの粒が約50となっておりその分布の平均値がNd2Fe14Bの平均粒径以上の値であれば、Fe系合金とNd2Fe14Bの間には交換結合,静磁結合及び界面異方性,応力誘起異方性による磁化反転抑制効果または保磁力増加効果が確認できる。条件[6]:Fe系合金がNd2Fe14Bと反応して磁気特性が低下することを防止するためにフッ化物が必要である。Fe系合金に塗布したフッ化物膜は、焼結時に一部凝集し、酸フッ化物となって粒界三重点や磁石表面に成長する。また一部の二相粒界にも認められる。フッ化物は焼結助材と一部反応し、さらに焼結時に形成される液相と一部が反応して希土類元素を含有する酸フッ化物を形成し、一部が凝集する。Fe系合金の平均結晶粒径がNd2Fe14Bの平均粒径より小さい場合、Fe系合金に塗布するフッ化物の量が多くなり、残留磁束密度が大きく低下する。これは焼結磁石においてフッ化物や酸フッ化物が磁石特性を有していないためフッ化物使用量が増加すると強磁性体の比率が低下するためである。フッ素含有相であるフッ化物や酸フッ化物の体積は0001~2体積が望ましい。体積率が0001未満ではFe系合金とNd2Fe14Bの焼結時における反応を抑制することが困難となり、保磁力が大きく減少し、00001では保磁力が5kOe未満となる。また、2体積を超えると焼結性が悪くなり、密度7g/cm3以上を確保するためには焼結助材の体積を5以上にする必要があり、残留磁束密度が低下し始める。したがって、低融点の焼結助材を5以上にしてフッ素含有物の体積率を0001~2体積とすることが望ましい。原料粉末や焼結工程までの工程において混入する酸素はできるだけ抑制する必要があり、Nd2Fe14B粉の製造工程では水素還元による酸素除去工程を採用する。またFe系合金の平均粒径がNd2Fe14B粉の平均粒径以下になるとFe系合金表面が酸化しやすくなり、Fe系合金の飽和磁化が減少する。この飽和磁化の減少はフッ化物膜の形成とその還元反応により抑制されるが、Fe系合金の平均粒径がNd2Fe14B粉の平均粒径以下の場合はフッ化物使用量を2から5wtの範囲に増加させて還元させることが高飽和磁化確保には必要となり、焼結性向上のための焼結助材を5使用することから、16T以上の残留磁束密度にすることは困難である。酸素量が2000ppmよりも多くなると重希土類元素はNd2Fe14Bに偏在するよりも酸化物や酸フッ化物を形成し、保磁力が増加しない。また酸素量が300ppm未満では、酸フッ化物が成長困難となり、焼結時にFe系合金とNd2Fe14B粉が容易に反応しNd2Fe14Bの組成変動と希土類リッチ相の組成変動,希土類リッチ相の構造変化などにより保磁力が7kOe以下となる。従って、最適な酸素濃度は300~2000ppmの範囲である。本実施例ではFe系合金に希土類元素が添加されているため、Fe系合金及びNd2Fe14Bのいずれの結晶粒でも粒界の一部に希土類元素の偏在が確認でき、粒界の一部に希土類元素を含有する酸化物や酸フッ化物の成長が確認できる。Nd2Fe14Bの代わりに希土類元素Rが複数含有されたR2Fe14BやR2Co17を使用でき、種々の鉄や希土類元素以外の金属元素が添加されていても同様の特性が確認できる。さらに軽希土類元素の化合物であるSm2Fe14Bの格子が変形した単斜晶や斜方晶系のSm2Fe14Bであっても良い。Fe-10Co及びFe-40Co合金の二種類の組成が変調されたFe-Co合金は種々の微量金属元素を含有し、変調周期が1~100nmである。この組成変調合金の平均結晶粒径は1μmであり、平均結晶粒径が1μm未満のNd2Fe14B系結晶と混合後、磁場中仮成形、磁場中焼結することにより作成できる。焼結熱処理における磁場印加方向はNd2Fe14B系結晶の容易磁化方向と平行な方向、すなわち組成変調方向に垂直な方向に平行に印加する。組成変調合金とNd2Fe14B系結晶の混合比率は9:1である。焼結助材としてFe-65Nd合金を5添加して焼結後の密度を7g/cm3以上にすると共に15kOe以上の保磁力を確保できる。組成変調方向と垂直方向がNd2Fe14B系結晶の容易磁化方向とほぼ平行であり、残留磁束密度15T~17Tの焼結磁石が得られる。組成変調合金にはFe-10Co/Fe-40Co以外に、FeCo系合金/FeAl系合金,FeCo系合金/NiAl系合金,FeCo系合金/MnAl系合金,FeCo系合金/MnGa系合金,FeCo系合金/FeCoO系合金,Fe系合金/FeCoNiTi系合金が適用できる。変調周期が100nm以下で、組成変調あるいは構造変調により界面近傍に、磁気歪みや形状記憶,格子歪み,積層欠陥などの各種欠陥,二次元準安定相などの導入による磁気異方性の増大が確認できる。これらの組み合わせにおいて変調周期が1nm以下にすることにより、保磁力の増大が認められ、変調周期01~1nm,変調組成の濃度差が10~90において残留磁束密度が10T以上、保磁力10kOe以上の希土類不使用合金が提供できる。本実施例において、Nd2Fe14B系結晶の平均結晶粒径が1μm以上になるとNd2Fe14B系結晶粒の表面積が減少し、Nd2Fe14B系結晶と組成変調合金の結晶粒との界面積が減少するため、交換結合などの磁気的な結合が減少し、保磁力が低下する。このためNd2Fe14B系結晶の平均結晶粒径は、組成変調合金の結晶粒径よりも小さくする必要がある。焼結助材としてNdF3などの希土類元素を含有するフッ化物を001~2体積添加することにより粒界近傍に希土類元素の偏在相を成長させ、フッ化物による還元効果による保磁力増加ならびに残留磁束密度増加効果が確認できる。この時、添加したフッ化物が酸素と結合し焼結後は酸フッ化物となる。酸フッ化物は焼結後徐冷すると菱面体晶や斜方晶となるが、Fe系合金のキュリー点近傍を100~300°C/minの冷却速度で急速冷却することにより立方晶となる。立方晶の酸フッ化物の一部がFe系合金のbcc相と整合界面を形成することによりNd2Fe14B系結晶とFe系合金の反応を抑制する。NdOFのある結晶面h,k,lがbcc構造のFeのn,m,lと平行になる。ここでh,k,l,n,m,lは整数である。添加するフッ化物の体積が2体積を超えると焼結性が悪くなる。これは焼結温度である1000°Cで一部の酸フッ化物が個相であり液相である希土類リッチ相と一部が反応するため液相を増加させないと焼結して7g/cm3以上の高密度とならない。このためフッ化物添加量は2体積以下が望ましい。本実施例の組成変調合金には焼結過程において応力が印加され、その応力に誘導された異方性が生じ保磁力が増加する。特にNd2Fe14B系結晶が焼結時に結晶方位に依存した収縮を示すために、異方的な応力が組成変調合金にも加えられ、その結果応力に誘導された異方性が生まれ保磁力が増加する。平均粒径1μmのNd2Fe14B系粉末と平均粒径15μmのFe系粉末を水素雰囲気中で還元後、TbF3ビーズにより混合する。混合中の温度は200°Cであり、混合比率はNd2Fe14B系粉末:Fe系粉末が5:5である。ビーズ材料であるTbF3がNd2Fe14B系粉末やFe系粉末の最表面に部分的に付着拡散し、Nd2Fe14B系粉末の最表面にはフッ化物あるいは酸フッ化物が形成する。この後、焼結助材であるFe-70Nd合金粉を添加して磁場中で混錬することにより、粉末に形状異方性を加えた後、磁場中仮成形と焼結時効工程を経て焼結磁石を作成する。焼結温度は900°Cであり、焼結時効熱処理中の400°Cよりも高温側で磁場20kOeを印加することによりNd2Fe14B系結晶とFe系結晶間の磁気的な結合を強め、保磁力を増加させる。Fe系粉末の平均粒径がNd2Fe14B系粉末の平均粒径よりも小さい場合、Nd2Fe14B系粉末外周をFe系粉末が連続して被覆するようになり、保磁力が1~5減少する。したがってFe系粉末の平均粒径はNd2Fe14B系粉末の平均粒径と同等か大きいことが望ましい。一部のFe系粉末は凝集し、50~100μmの凝集体となって焼結体中で確認され、その一部はFe系結晶と接触し、一部は希土類酸化物や希土類酸フッ化物と接触している。焼結温度以下の低温で液相を形成する焼結助材を1~10添加することで密度7g/cm3以上の焼結体を得ることが可能であり、Br残留磁束密度が165T,Hc保磁力が19kOeの焼結磁石が得られる。本実施例の焼結体において、Fe系結晶の一部はNd2Fe14B系結晶の一部と接触し、両者の磁化は強磁性結合しているため、Fe系結晶のみの保磁力に相当する磁場でFe系粉結晶の磁化が反転しない。Fe系結晶の磁化反転は、Nd2Fe14B系結晶の保磁力の値に依存しており、Nd2Fe14B系結晶の保磁力が大きいほうが反転しにくい。したがって、Fe系結晶近傍のNd2Fe14B系結晶の保磁力を大きくする必要がある。TbF3の一部はNd2Fe14B系結晶の粒界近傍に拡散することで結晶磁気異方性エネルギーを増加させ、保磁力上昇に寄与する。したがってTb拡散によりFe系結晶の磁化反転も抑制され、Tb拡散による磁化減少を上回る磁化増加をFe系結晶で確保できれば、最大エネルギー積が増加できる。本実施例においてNd2Fe14B系粉末にはNdの代わりに複数の希土類元素を使用でき、種々の金属元素や硼素以外の半金属元素が添加されていても良い。またFe系粉末には飽和磁化180emu/g以上のFe,Fe-MMはFe以外の1種または複数の金属または半金属元素が使用できる。Fe系粉末の結晶構造は純Feと同じ構造であるbccあるいはfcc,格子体積が膨張したbct,hcp構造のいずれかであるが、Nd2Fe14B系結晶や酸フッ化物とFe系結晶の界面には格子定数に01~20のミスフィットがあり、格子定数差に基づく格子歪みによる磁気異方性が発現する。M元素が50~99含有するMリッチ相は粒界近傍に成長し、Mリッチ相は準安定なbccあるいはbct構造を有している。一部の粒界近傍にはFexMyOzx,y,zは正数あるいはFelMmOnFkl,m,n,kは正数が成長し保磁力増加に寄与する。結晶格子歪みの存在は、磁気異方性以外にも磁気モーメントやキュリー点に影響し、Fe-Fe原子間距離あるいはFe-MまたはM-M原子間距離が歪みの影響が小さい結晶粒中心部と比較して01以上伸びることにより、飽和磁化及びキュリー点がそれぞれ5,20°C上昇する。Fe系結晶はNd2Fe14B系結晶よりも格子が変形しやすい。しかし格子変形した準安定なFe系結晶は、その体積が少ない場合は安定相にもどりやすいため、準安定相を含む結晶粒の体積を増加させてNd2Fe14B系結晶とFe系結晶の界面近傍の格子歪みの安定性を高める必要がある。このため、Fe系結晶の平均結晶粒径をNd2Fe14B系結晶の平均結晶粒径よりも大きくする。本実施例においてFe系結晶の平均結晶粒径が1μm未満になるとFe系結晶中の格子歪みは緩和され易くなり結晶磁気異方性エネルギーの増加はみられず、飽和磁化やキュリー点の上昇効果はほとんどない。溶液中高周波プラズマ法により作成した平均粒径50nmのNd2Fe14B系粉末と平均粒径60nmのFe粉末をNd2Fe14B系粉末:Fe粉末が5:5の比率で混合後、粒径20nmのFe-80Nd合金を添加して磁場中仮成形後フッ化アンモニウムの分解ガスによる表面フッ化を進行させた後、仮成形体900°Cで焼結させ、500~900°Cの温度範囲において磁場中仮成形で印加した磁場方向と直角方向に10~100kOeの磁場を印加してFe粉末に異方性を加えた。溶液中高周波プラズマ法で使用した溶液はDyF3がアルコール溶媒中に溶解した透明液体である。保磁力がフッ化物を使用しない溶液の場合と比較して5kOe増加する。フッ素の量は焼結体に対して0001~1原子の範囲であり、フッ素は粒界に偏在している。またフッ素の偏在場所近傍にDyが確認できる。この手法で作成した焼結磁石の磁気特性はBrが16T,保磁力18kOeであり希土類元素使用量は6原子であることから約50の希土類元素が削減できる。このような希土類元素使用量削減には以下の条件が必要である。条件[1]:焼結磁石にはNd2Fe14B系結晶以外にFeあるいはFe系結晶,ホウ化物,炭化物及びフッ化物または酸フッ化物が認められ、酸フッ化物は立方晶である。酸フッ化物は希土類元素や炭素を含有し、一部の結晶格子はFe系結晶と整合関係にある。条件[2]:FeあるいはFe系結晶には異方性が認められ、焼結熱処理時の磁場印加方向に依存した磁気特性を示している。磁場中仮成形で印加した磁場方向と直角方向に10~100kOeの磁場を焼結熱処理過程において印加した場合、Feの磁化が飽和し易い方向は、焼結過程のNd2Fe14B系結晶のキュリー点以上の温度域で印加した磁場方向にほぼ平行となる。焼結磁石の着磁方向とFeの容易磁化方向は5度から175度の角度差があることにより、Feの磁化反転を抑制している。条件[3]:FeあるいはFe系結晶の平均粒径はNd2Fe14B系結晶の平均粒径よりも大きい。DyF3の含浸によりNd2Fe14B系結晶の外周にDyを拡散させて結晶磁気異方性エネルギーを増加させるため、Nd2Fe14B系結晶の外周面積が大きい方が保磁力の増加が著しい。したがってNd2Fe14B系結晶の結晶粒径を細かくして、FeあるいはFe系結晶の平均粒径はNd2Fe14B系結晶の平均粒径よりも大きくすることが高保磁力の条件となる。条件[4]:重希土類元素がNd2Fe14B系結晶の粒界近傍に偏在している。重希土類元素の代わりにbcc構造でかつFeやCo以外のCu,Ga,Nb,Zr,Mn,Al,Ti,Ta,Ag,Biなどの金属元素を偏在化させることで、FeあるいはFe系結晶の結晶安定性を高め、整合性のある界面を形成することにより保磁力を増加させる。bcc構造でかつFeやCo以外の金属元素を偏在幅は粒界中心から2~10nmが望ましい。条件[5]:Fe系結晶の一部は凝集して焼結した500nm以上の粗大粒径の結晶を形成している。凝集した結晶の一部には希土類元素の酸化物や酸フッ化物が形成され、粒界三重点の一部にはFehCoiMjOkFlMはFeやCo以外の金属元素、h,i,j,k,lは正数が成長しこの酸フッ化物が層状に成長することにより保磁力が増大する。この酸フッ化物は強磁性あるいは反強磁性,フェリ磁性のいずれかであり、粒界に沿って成長し、粒界三重点にも成長する。酸フッ化物の粒界被覆率が01以上で保磁力増大効果が確認でき、1で保磁力が1kOe増加する。この酸フッ化物が層状に粒界に沿って成長することにより、Nd2Fe14B系結晶の粒界近傍の磁化反転を抑制でき、FeあるいはFe系結晶の粒界近傍の磁気異方性エネルギーが増加する。酸フッ化物の最適な粒界被覆率は1から50であり、80を超えると磁石の磁化が減少する。条件[6]:Nd2Fe14B系結晶粒あるいはFe系結晶粒の一部は凝集し原料粉の10~100倍の大きさの結晶粒が成長している。このような粗大結晶粒は結晶方位がほぼ一方向に揃っており、粒界近傍や各種粒内析出物などから磁化反転するため、FehCoiMjOkFlMはFeやCo以外の金属元素、h,i,j,k,lは正数を成長させることで磁化反転を抑制する。本実施例において、DyF3の代わりに希土類元素やアルカリ金属を含有するフッ化物または窒化物,ホウ化物,酸化物,炭化物が使用できる。保磁力増加が3kOe以上となるフッ化物は重希土類元素を含有するフッ化物であり、焼結体においてフッ化物の体積率が酸フッ化物の体積率よりも小さい。本実施例において、Nd2Fe14B系結晶の代わりに、Sm2Fe14BやRnMmが使用できる。ここでRは希土類元素あるいは複数の希土類元素、MはFe,Co,Mn,Crの中の1種または複数種であり、n,mは正数である。Sm2Fe14Bが粒界近傍に形成され、a軸を配向磁場あるいは焼結中磁場方向に平行にすることでFe系合金との磁気的な結合が生じ保磁力を10~30kOeにすることが可能である。一部のSm2Fe14Bが単斜晶あるいは斜方晶系の構造になることにより保磁力がさらに増大できる。高周波プラズマ法により作成した平均粒径30nmのFe-35Co粉末の表面にNdF3膜を溶液処理により形成する。NdF3膜の平均膜厚は1nmである。このNdF3膜で表面積の80~95を被覆されたFe-35Co粉末を500°Cで5t/cm2の条件で加熱成形後、Nd2Fe14B系ナノ粒子と焼結助材ナノ粒子を含浸させる。Nd2Fe14B系ナノ粒子と焼結助材ナノ粒子の平均粒径は10nmであり、加熱成形したFe-35Coの結晶粒隙間に含浸することによりNd2Fe14B系ナノ粒子が入り込み、800°Cで焼結する。Nd2Fe14B系ナノ粒子:Fe-35Co粉末が1:20の比率では、Brが19T,保磁力9kOeとなり保磁力の温度係数が-01/°Cの焼結磁石が得られる。本実施例のように希土類元素含有合金の量が希土類元素を含有しない合金の量よりも少ない磁石は以下のような特徴を有している。1希土類元素を含有しないFe系結晶粒の平均粒径は希土類元素を含有する結晶の平均粒径よりも大きい。2焼結磁石に使用する希土類元素は5以下01以上である。01未満では保磁力5kOe以上を確保することが困難である。3粒界3重点の一部にフッ化物または酸フッ化物が認められる。4Fe-Co系合金には不規則相以外に規則相や格子歪みが01~10の結晶が認められ、格子歪みが1を超えると希土類元素を使用せずに保磁力が5から20kOeを実現できる。本実施例ではNd2Fe14B系ナノ粒子を含浸させるため、その平均粒径はFe-35Co粉末よりも小さくすることが必要であり、Nd2Fe14B系ナノ粒子の平均粒径がFe-35Co粉末の平均粒径の2倍以上では含浸させることができない。Nd2Fe14B系ナノ粒子の代わりにSmCo系ナノ粒子,AlNiCo系ナノ粒子,MnGa系ナノ粒子,MnBi系ナノ粒子,MnAlC系ナノ粒子,FeCoCr系ナノ粒子が使用できる。また焼結法以外に熱間加熱成形,コールドスプレー法,衝撃波成形,通電プラズマ成形,電磁波加熱成形,攪拌摩擦成形,強磁場中成形などの成形法も使用できる。高周波プラズマ法により作成した平均粒径10nmのFe-40Co粉末の表面にNdF系膜を溶液処理により形成する。NdF系膜の平均膜厚は1nmである。NdF系膜にはNdF3以外にNdF2及びNdOFが認められる。このNdF系膜で表面積の80~99を被覆されたFe-40Co粉末を1t/cm2の条件で成形後、電磁波を印加しNdF3を発熱させることにより焼結させる。電磁波印加中に一方向の磁場20kOeを印加することで、磁場方向に異方性を有するFeCo系焼結体が得られ、残留磁束密度12~17T,保磁力5~15kOeの焼結体が得られる。上記のような磁石の保磁力をさらに増加させるために、電磁波加熱前にNd2Fe14B系ナノ粒子を1体積含浸させ、焼結後の粒界三重点にNd2Fe14Bを残留させることができ、保磁力20~25kOeを実現できる。焼結後の密度向上のために融点が900°C以下の低融点相をNd2Fe14B系ナノ粒子とともに添加することも保磁力増加に寄与する。含浸処理前に、各種還元性ガスに曝すことで表面を清浄化でき、含浸後の磁気特性を向上できる。尚、Nd2Fe14Bの代わりにSmCo系化合物やMnBi系,AlNiCo系,MnAl系などの合金系粒子を使用しても同様の効果が得られる。本実施例のような磁石材料は、以下の[1]~[6]の特徴を有する。特徴[1]:希土類元素使用量が01~5原子である。希土類元素を含有しない結晶の体積率は希土類元素を含有する結晶の体積率よりも大きい。特徴[2]:FeCo系結晶粒には異方性が認められ、磁化曲線に異方性がある。希土類元素を含有する結晶のキュリー温度以上焼結温度以下の温度範囲に加熱した後、急冷することで磁石磁気特性は加熱前の磁気特性に回復し、キュリー温度以上の温度で磁化曲線を測定し、磁化曲線の磁界印加方向依存性があることが確認できる。特徴[3]:結晶粒界の一部にフッ化物及び酸フッ化物が認められる。酸フッ化物はFeCo結晶と結晶方位関係を有して整合界面を形成しておりFeCoのa,b,cと酸フッ化物のl,m,n結晶面は平行になる。ここでa,b,c,l,m,nは正数である。このような方位関係が成立するためには酸フッ化物の格子定数がFeCo結晶の2倍18~22倍にほぼ一致するためであり、格子定数差による格子歪みがFeCo結晶に導入されることで結晶磁気異方性が増加する。FeCo結晶にはFeCo以外の金属元素や侵入位置に配置可能な元素を含有しても大きな変化はない。特徴[4]:FeCo系結晶の一部は凝集し最大で500~1000nmの粗大結晶が形成されている。このような粗大結晶の成長を抑制するためにNdF系膜の平均膜厚を15~2nmと厚くすることで粗大結晶粒径を100~200nmとすることができる。特徴[5]:FeCo系結晶の一部は格子歪みを有しその歪み量は01~10である。この格子歪みと結晶粒の形状異方性によりFeCo系結晶の異方性エネルギーを増加させている。格子歪みは磁場印加による結晶粒成長過程と関連しており磁場方向と磁場垂直方向では歪みに差が認められ、この差が磁気特性の異方性に影響する。特徴[6]:キュリー点が700~1000°Cである。磁化の温度依存性には、Nd2Fe14BとFeCo結晶が焼結磁石に成長している場合、少なくとも二つの強磁性相のキュリー点に対応する磁化の温度変化が観測される。すなわち磁化と温度の関係において、少なくとも2つの変極点が20°C以上の温度で確認できる。磁気比熱の測定においても少なくとも2つのピークが確認できる。高周波プラズマ法により作成した平均粒径5nmのFe粉末及びFe-30Co粉末の表面にNdF系膜を溶液処理により形成する。NdF系膜の平均膜厚は01nmである。NdF系膜にはNdF3以外にNdF2及びNdOFが認められる。このNdF系膜で表面積の80~99を被覆されたFe粉末及びFe-30Co粉末を1:1の体積比で混合後、1t/cm2の条件で成形後、電磁波を印加しNdF3を発熱させることにより焼結させる。電磁波印加中に一方向の磁場20kOeを印加することで、磁場方向に異方性を有するFeCo系焼結体が得られ、残留磁束密度12~17T,保磁力5~15kOeの焼結体が得られる。上記のような磁石の保磁力をさらに増加させるために、電磁波加熱前にNd2Fe14B系ナノ粒子を1体積含浸させ、焼結後の粒界三重点にNd2Fe14Bを残留させることができ、保磁力20~25kOeを実現できる。焼結後の密度向上のために融点が900°C以下の低融点相をNd2Fe14B系ナノ粒子とともに添加することも保磁力増加に寄与する。Nd2Fe14Bの代わりに214B,Sm2Fe14B,SmCo系化合物やMnBi系,AlNiCo系,MnAl系,MnGa系,MnGe系,スピネルフェライト系,CuFeF系などの合金系粒子を使用しても同様の効果が得られる。本実施例の磁石材料は、以下の[1]~[6]の特徴を有する。特徴[1]:希土類元素使用量が001~1原子である。希土類元素を含有しない結晶の体積率は希土類元素を含有する結晶の体積率よりも大きい。001未満の希土類元素使用量では、密度が6g/cm3以上にすることが困難であり保磁力が5kOe未満となり磁気特性が低い。希土類元素使用量が1原子を超えると残留磁束密度が減少し、保磁力の温度依存性が増加するため1原子未満にすることが望ましい。特徴[2]:FeCo系結晶粒には異方性及び組成変調または結晶構造が変調された構造が認められ、磁化曲線に異方性がある。組成変調周期の方向と垂直方向で飽和磁束密度が高く、20kOeの磁界において、組成変調周期と平行方向と垂直方向とでは10以上の磁束密度差が認められる。また組成変調周期の方向に平行な方向で保磁力が5kOe以上となり組成変調周期の方向に垂直な方向で保磁力は小さい。FeCo系結晶粒に含有する金属元素の一部はクラスターを形成し、CuやAgなどのfcc構造をもった元素がbccまたはbct構造のクラスタを形成する。特徴[3]:結晶粒界の一部にフッ化物及び酸フッ化物あるいは酸化物が認められる。これらのフッ素含有化合物には炭素,窒素,リン,ホウ素,硫黄,水素などの不純物が含有されていても同様の効果が得られる。フッ素を含有する化合物の体積よりも酸素を含有する化合物の方が多い場合でも大きな変化はない。特徴[4]:FeCo系結晶の一部は凝集し最大で500~1000nmの粗大結晶が形成されている。このような粗大結晶の成長を抑制するためにNdF系膜の平均膜厚を15~2nmと厚くすることで粗大結晶粒径を10~100nmとすることができる。粗大結晶の大きさが500nmを超えた場合、減磁曲線の角型性が低下する。このため粗大結晶は粒径100nm以下にすることが望ましい。特徴[5]:FeCo系結晶の一部は格子歪みを有しその歪み量は001~10である。この格子歪みと結晶粒の形状異方性,組成変調あるいは規則度の変調による異方性増大によりFeCo系結晶の異方性エネルギーを増加させている。格子歪みは磁場印加による結晶粒成長過程と関連しており磁場方向と磁場垂直方向では歪みに差が認められ、この差が磁気特性の異方性に影響する。FeCo系結晶は平均して2種類の格子定数が認められ格子定数差に基づく格子歪みが整合界面あるいは非整合界面に局所的に認められる。またbcc以外の結晶としてbctや斜方晶,六方晶,単斜方晶,面心立方晶,菱面体晶の少なくとも1種の成長が認められる。bcc以外の結晶がbccと共に形成されることにより、格子歪みや界面磁気異方性が増加し保磁力が増加する。格子歪みが0001未満では保磁力増加効果が小さいが、001以上で保磁力5kOe以上を確保できる。特徴[6]:キュリー点が700~1000°Cである。組成変調構造はこの温度範囲まで安定である。本実施例において、二種類の組成のFeCo系粒子の結晶粒径を5nm未満とすることで組成変調周期を10nm以下にすることが可能であり、その格子定数差による格子歪みに伴い磁気異方性エネルギーを増加させることが可能である。二種類の組成は上記のようにFe/Fe-30Co以外に、Fe/Fe-5Co,Fe/Fe-90Co,Fe/Co,Fe/FeAl合金,Fe/FeMn合金,Fe/FeNi合金,Fe/FeSi合金などのFe/Fe-MMはFe以外の金属または半金属元素の組み合わせで組成変調と変調構造に伴う格子歪みが確認でき、形状異方性や結晶磁気異方性または界面磁気異方性の増加を実現でき、粒界の一部にフッ化物または酸フッ化物が認められる。特にFeCo合金とCoの組み合わせではFeCo合金の一部がhcp構造となりbcc構造である時よりも高い結晶磁気異方性を示し、結晶構造はhcpで組成が変調された構造を作成することができ、Coよりも高い残留磁束密度を示すようになる。上記二種類の組み合わせ以外に類似の3種類以上の組み合わせも実現可能であり、粒界三重点に希土類元素を含有するNdFeB系、SmCo系化合物が形成されていても良い。平均粒径5nmのCoナノ粒子を高周波プラズマ法により作成し、さらにこのCoナノ粒子の表面にFeCo合金を同一装置内で大気に曝すことなく形成する。外周側に厚さ1~10nmのFe-Co合金が形成されたCoナノ粒子は、FeCo合金の結晶構造もhcp構造となり、c軸方向とc面内とでは磁気特性に差が生じている。このようなFeCo合金で被覆されたCo粒子FeCo/Coは、Coの結晶構造がFeCo合金でも維持されて組成と格子定数が中心部と外周側とで異なる粒子が形成でき、FeCo合金に一軸磁気異方性が生じる。このFeCo/Co粒子の外周側は酸化しやすいため、溶液処理によりフッ化物を膜厚1nm形成する。この粒子を磁場中で配向させた後加熱圧縮成形し、磁石成形体を得た。磁石の磁気特性は、残留磁束密度17T,保磁力20kOeであり、フッ化物に希土類元素を含有させない場合は、希土類元素を使用しない磁石が得られる。本実施例においてFeCo合金の組成と厚さによりhcp構造がbcc構造に変化する。bcc構造が混合していても、bcc構造の体積率が50以下であれば保磁力に大きな差は認められない。FeCo合金のCo濃度は01以上60以下である濃度範囲が望ましく、平均厚さは1~50nm以下が望ましい。Co濃度が01未満ではbcc構造が50を超えるようになり保磁力が著しく低下する。また60を超えると成形体の残留磁束密度を17Tとすることが困難となる。平均厚さが1nm未満では残留磁束密度を増加させることが困難となり、50nmを超えるとbcc相が安定となりbccの体積が60を超えるため保磁力が小さい。FeCo合金のCo濃度は01以上60以下である濃度範囲で、平均厚さは1~50nm以下であればCo粒子とFeCo合金の界面には整合歪みが導入され、界面近傍には結晶方位関係が成立する。このような整合界面近傍に第三元素であるFeやCo以外の金属元素や半金属元素を偏在化させて結晶磁気異方性エネルギーを増加させることによる保磁力増大を実現できる。フッ化物は溶液処理が可能なあらゆるフッ化物を使用することが可能であり、加熱成形時に酸フッ化物が形成される。また、成形温度が900°Cを超えるとhcp構造のFeCo合金の一部がbcc構造に相転移するため、hcp構造を安定化する添加元素を添加するか成形温度を低温で実施する必要がある。CoあるいはFeCo合金の粒界あるいは粒界近傍にはFeaCobOcFda,b,c,dは正数で示されるFe及びCoを含有する酸フッ化物が成長する。この酸フッ化物はFeやCo以外の金属元素を含有可能であり、酸フッ化物近傍に金属元素を偏在化させることも可能である。この酸フッ化物は層状または粒状に成長し、界面近傍のCoあるいはFeCo合金の結晶に格子歪みを導入することで保磁力増大に寄与している。本実施例において、hcp構造の一部がfccあるいはbct構造であっても良い。本実施例のCoの代わりに一軸異方性を有する強磁性合金や強磁性化合物が使用できる。Coを含有するフッ化物溶液及びFeを含有するフッ化物溶液を混合したアルコール溶媒のフッ化物溶液を磁場10kOeにて溶媒を蒸発させ、溶液からFe及びCoを析出させる。350°C以上に加熱することにより磁場方向に連続したFeCo合金の結晶が形成される。FeCo結晶の外周にはフッ化物が成長し、FeCo結晶の酸化を抑制する。CoとFeの比率は任意に制御可能であり、Co:Fe=1:1の場合、平均粒子径が10nmのFeCo粒子を作成でき、磁場方向が容易磁化方向の磁石粉が作成できる。粒径10nmの粉の内部はCo周辺でhcp構造、Fe周辺でbcc構造となり両構造が確認され全体として一軸磁気異方性が認められる。磁場方向に平行な方向での磁粉連続性が高い磁粉の隙間に種々の希土類含有化合物やAlNiCo系合金,MnGa系,MnAl系合金などの各種高保磁力合金を配置させて磁場中圧縮することにより、保磁力が10kOe以上残留磁束密度16Tの磁石を得ることが可能であり、希土類使用量を削減できる。本実施例において、磁場方向に平行方向に磁化容易方向が平行となり、FeCo合金の結晶構造はhcp,bcc以外にbct構造も認められる。さらにフッ素含有化合物にはFeまたはCoが含有した非晶質構造あるいは斜方晶,菱面体晶,六方晶,単斜晶,正方晶の結晶構造が確認できる。このように10nmの粒径において結晶中に複数の強磁性相が認められ、一軸磁気異方性を示す複数の強磁性相が形成された粉末または結晶は、本実施例のようにFeCo合金以外にFe-M系合金MはFe以外の金属元素,Mn-M系合金MはMn以外の金属元素,Co-MMはCo以外の金属元素,Cr-MMはCr以外の金属元素のような合金系で溶液からの析出工程で実現でき、保磁力10kOeの磁石材料が作成できる。上記実施例において、平均粒子径が50nmを超えると安定なbcc構造が50を超え、保磁力が1kOe以下に低下する。保磁力が5kOeを超える平均粒子径は20nm以下であり10nm以下で10kOeとなる。また2nm以下では保磁力が減少傾向を示す。このため平均粒子径は2~20nmの範囲が望ましい。粒子形状は磁場印加方向に伸びた形状異方性をもつが不定形や球状形状,板状形状の粒子でも一軸異方性が付加できる。本実施例のような20nm以下の磁石用磁性粒子は、上記手法以外にゾルゲル法,共沈法,カーボンナノチューブを使用した析出法,生物細菌を利用した合成法など各種合成法を利用できる。純Fe純度9999と純Co純度9999を評量しAr10H2雰囲気中でFe-40Co合金を作成した。この母合金を用いガスアトマイズ法により粉末を作成した。ガスアトマイズにはAr10H2ガスを使用し、15MPaの噴射圧力で作成後、分級して50μm以下の粉末径とした。平均粒径は30μmである。この粉末にTbF系溶液処理を施し、粉末表面に非晶質のフッ化物膜を膜厚2nmで形成後、加熱処理により溶媒を除去し飽和磁化210emu/gの磁性粉末とした。この粉末をWC製ダイスに挿入後交流磁場10kOeを印加し1t/cm2の荷重を加えた後、Nd2Fe14B微粉末平均粒径01~1μmと溶媒からなるスラリーを含浸させこの磁場印加方向と直交する磁場20kOeを印加後2t/cm2の荷重を加え、放電プラズマ焼結により成形した。FeCo合金とNd2Fe14Bの比率は9:1である。昇温速度200°C/min,800°C保持後2t/cm2の荷重を加え、冷却速度300°C/minで冷却した。この成形体にTbCuAgF系処理液を塗布後700°Cで拡散させ,粒界近傍にTb,Cu,Agを偏在化させた。この成形体の磁気特性はBrが17T,Hcが18kOeであった。本実施例のような16Tを超える残留磁束密度の磁石は、飽和磁化の大きなFeCo合金がNd2Fe14Bの磁化と磁気的に結合することにより実現でき、Nd2Fe14Bは含浸させて複合化させているため、Nd2Fe14Bの平均粒径はFeCo合金の平均粒径よりも小さくする必要がある。粒界三重点には酸フッ化物以外にNd2Fe14Bまたはホウ化物,希土類酸化物が認められる。FeCo合金以外に、飽和磁化170emu/g以上のFeM系合金MはFe以外の金属または半金属元素の中の一種または複数種が使用できる。また、Nd2Fe14B以外にSmCo系,AlNiCo系,FeCoCr系,CoPt系,FePt系,MnBi系,MnAs系,MnCo系,MnAlC系,MnN系,MnC系,MnF系,MnFe系,CrMn系,MnNiF系,MnGaF系などの合金系が使用できる。本実施例において含浸させる材料をTbF系アルコール溶液にした場合、TbF系膜が01wtにおいて成形後の保磁力が5~10kOeの磁石が得られ、磁石が含有している希土類元素の量は01wt未満である。この磁石は、FeCo合金がbcc構造であり、TbF系膜としてTbF3,TbF2,TbOF,Tb2O3が確認できる。また局所的にTbFe,TbCo系金属間化合物が形成される。加熱成形時の荷重が1t/cm2を超えると保磁力の増加及び残留磁束密度増加が顕著になり、1t/cm2から2t/cm2にすることで最大エネルギー積が10~20増加する。成形後の冷却速度は300°C/minであり、10kOe以上の磁場中冷却により無磁場よりも保磁力が10増加する。磁場中冷却の磁場印加方向と着磁方向が等しい場合、磁極S極とN極を結ぶ方向は着磁方向とほぼ垂直な方向となる。FeCo合金の保磁力は、FeCo合金自身の結晶磁気異方性以外に、界面の磁気物性に影響される。界面の磁気物性は粒界や界面と接触している相手の材料とその近傍の結晶構造や原子配列に依存する。このような粒界や界面は二次元に近く、バルクの安定な三次元結晶と大きく異なる。このような低次元界面では、CoやFe,Tbの原子配列は異方的な配列となる。このような異方的原子配列や歪み応力,格子整合性,界面の不連続性などが界面近傍の磁気構造に影響する。磁気構造の制御には、粒界相を人工的に設計,作成することが重要であり、界面にCoやFe,Tbの2次元構造,低次元1次元,2次元配列,低次元応力付加構造,界面を通した隣接主相との磁気結合構造,界面近傍のTb偏在構造の形成により、異方性エネルギーを増大させることができる。Co,FeあるいはTbなどの金属元素が、界面において界面の特定の方向に一次元構造を形成は、界面の準安定相を磁場中冷却によって達成できる。界面の準安定相は酸化物,フッ化物,炭化物,窒化物あるいはホウ化物などの化合物あるいは金属間化合物であり、金属ガラスや準結晶などの化合物や偏在相に隣接して成長する。すなわち二種類の準安定相が隣接して成長することにより、準安定相が安定化され、格子歪みや整合界面が高温まで安定に残留し磁気異方性エネルギーが増大し保磁力が増加する。また、格子状あるいは六角形状,ひし形状、または三角形状に二次元に配列した上記金属元素の構造は、界面に配置する酸素,炭素及びフッ素あるいはホウ素の濃度と配列位置構造や方位,表面再構成,転位や欠陥の構造などに依存するため、これらの元素の濃度と構造を制御可能な作成条件を使用する必要がある。これらの構造制御には原子の移動や再配列を伴うため、移動させるために熱エネルギーを付加する必要がある。温度は100°C以上、できれば400°C以上が必要であり、構造制御には組成と粒径,粒形状などの粉末作製条件以外に外部磁場,外部応力とこれらの外部からの因子に反応する界面構造作成が必要である。本実施例では界面にTbとFあるいはOを主とする二次元構造が形成され、その近傍にFeやCoが特定の隣接原子構造で結合しており、このFeやCoと主相のFeCo相が磁気的に結合して磁化反転が抑制されている。この隣接原子構造を有する局所的な粒界近傍では特定方向のFe-Fe,Fe-Co,Co-Co原子間距離がバルク安定状態の原子間距離よりも平均的に01から20長い。この低配位数原子の原子間位置の伸縮により粒界近傍の磁気異方性が増加する。上述のように粒界近傍の磁気異方性が増加した結果、粒界に接する単位格子の磁気異方性あるいは粒界に接する原子面の磁気異方性が粒内の平均的な結晶磁気異方性の値よりも2倍から100倍となる。また磁気異方性エネルギーが最大となる方向が粒内の磁気異方性エネルギーが最大となる方向と10度から90度回転する。この磁気異方性エネルギーが最大となる方向は粒内の方向との角度差が小さい方が磁化反転しにくいため、45度以下がのぞましいが、この磁気異方性エネルギーの比が5倍を超える場合には、粒界近傍の磁気異方性の影響を強く受けて粒内の磁化の異方性も粒界近傍の磁気異方性の方向にそろった方が系のエネルギーが低下するため、角度差が90度以内であれば特に制限はない。塩化第一鉄FeCl24H2O,塩化第二鉄FeCl36H2O,塩化コバルトCoCl26H2Oを使用しFe2,Fe3,Co2の水溶液を作成後、アンモニア水を添加し、さらにフッ化物溶液を混合させ、FeCo系合金,Fe,Co3O4,Fe,CoF系化合物,Fe,CoOF系化合物からなるスラリーを得た。このスラリーにはFeCo系合金の粒子が2~50nmの粒子径で混合されており、磁気分離することで50~230emu/gの飽和磁化を有する強磁性粒子を分離抽出できる。抽出したスラリーを磁場配向させ電磁波による加熱を実施することで、酸化物,フッ化物あるいは酸フッ化物が選択的に発熱し焼結すると同時に残留応力を成形体に誘導できる。また粒子径が10nm以下になると粒子表面に配置する結晶格子の体積が全体の結晶格子の数に占める割合が約10以上と多くなることから、界面の影響が構造や磁気物性に大きく影響する。特に本実施例のように磁場中での電磁波加熱による磁歪ならびに熱応力による応力と形状異方性と界面異方性の発現、フッ素含有準安定相の成長とその界面に残留する格子歪みの発現により、界面近傍の結晶格子が局所的に歪み、結晶磁気異方性エネルギーが増大する。結晶磁気異方性の増大により、保磁力5~10kOeのFeCo合金を主とする成形磁石が形成できる。高保磁力にはパルス状の電磁波加熱が有効であり、1m秒以下の時間電磁波を印加して高周波で印加、加熱することにより結晶粒の成長を抑制しながら焼結させることが可能であり、磁場印加により異方性の方向を制御可能である。本実施例では、FeCo系合金がFe50Co50の場合、Fe50Co50粒子の平均粒子径が5nmの時、界面から1nm以内の結晶格子の格子歪みと中心部の格子歪みには平均して1以上の差が生じており粒子表面の一部は酸化物や酸フッ化物が成長している。一部のフッ素含有相は反強磁性を示す。また磁場印加方向と垂直方向とでは磁化曲線に差が認められ、磁場印加による歪みの発現により結晶磁気異方性エネルギーが増大し、保磁力も増加する。印加磁場が小さい時には十分な歪みが発現せず保磁力が増大しないことから、保磁力が必要な場合には一定値以上の磁場を印加することが必要となる。回転機などの磁気回路で本実施例の材料を使用する場合には一般的な永久磁石などを用いてバイアス磁場を印加することが望ましい。バイアス磁場の制御により永久磁石として保磁力が必要な場合と永久磁石特性が不必要な場合を同一の材料系で実現できるため、高トルク高効率が達成できる。本実施例の磁石において、粒界あるいは粒界近傍には、酸化物や酸フッ化物が成長するが、特にCokFelOmFnk,l,m,nは正数の成長と酸フッ化物近傍の組成や構造結晶構造や歪みが保磁力に影響する。本実施例において、磁界の印加方向に回転成分を加えることにより、らせん状やスクリュー状,バネ形状につながった粒子を作成でき、形状異方性を付加させることができる。Fe-25原子Co粒子は急冷法により、繊維形状の粉末を作成する。Arガス雰囲気中で高周波溶解したFeCo合金を水浴中に加圧して繊維状の粉末を得る。FeCo合金粉末は2~200μm径,長さ5~500μmである。この粉末にNdTbF系溶液処理を施し、FeCo合金粉末表面にNdTbF系膜を形成した後、平均粒径05~5μmのNdFeB系焼結粉末と混合する。FeCo合金粉末とNdFeB系焼結粉末の混合比率は2:8である。混合後の仮成形工程において、NdFeB系焼結粉末は平均的にc軸方向が磁場印加方向と平行になり、FeCo合金粉末の長さ方向前記5~500μm方向が磁場印加方向に平行となる。仮成形工程の条件は磁場10kOe,圧力1t/cm2である。この仮成形体を熱処理炉に入れて1050°Cに加熱後、20kOeの磁場を仮成形体作成時の磁場印加方向と平行方向に印加し、1~10°C/秒の冷却速度でFeCoとNdFeB系磁粉のキュリー温度を含む温度範囲850°Cから300°Cを冷却する。さらに300~600°Cの時効処理を経て密度70~76g/cm3の焼結磁石が得られる。本実施例で製造された焼結磁石材料の特徴を以下に記す。焼結体の磁束密度を担う強磁性相はFeCo合金及びNdFeB系合金であり、これらの強磁性相間には磁気的な結合あるいは歪みが作用している。FeCo合金はNdFeB系合金の飽和磁化よりも高い組成を選択し、さらに結晶磁気異方性増大のために種々の3dあるいは4d遷移金属元素または希土類元素を01から20原子含有させる。FeCo合金が1原子のZrを含有するFe-25-1Zr合金の場合、FeCoZr合金粉末とNdFeB系焼結粉末との混合比が2:8,NdFeF系処理液使用により上記作成条件下で焼結させた磁石の磁気特性は最大エネルギー積67MGOe,保磁力2MA/mである。Zrなどの遷移金属元素を20原子の値を超えて含有した場合、残留磁束密度の低下が著しい。また1未満の場合には保磁力減少や角型性低下が顕著になる。本実施例の焼結磁石の特徴は以下の通りである。1FeCo系合金の平均粒径はNdFeB系合金の平均結晶粒径よりも大きい。2粒界の一部に添加した金属元素またはフッ化物処理膜の構成元素,酸素,炭素の偏在が確認できる。3FeCo系合金の飽和磁化がNdFeB系焼結粉末の飽和磁化よりも大きい。4FeCo系合金の粒の成長方向は等方的ではなく異方性がある。5FeCo系合金内には規則度が異なる強磁性相が認められる。6FeCo系合金の形状異方性はNdFeB系合金の形状異方性よりも大きい。本実施例において、FeCo系合金とNdFeB系合金の間には磁気的な結合が作用しており、その粒界には酸化物や酸フッ化物,硼化物,炭化物などのいずれかが確認でき、粒界中心よりも粒内の鉄含有量が高く、粒界と接する強磁性相結晶粒の端部で重希土類元素及び添加元素の濃度が高い傾向がある。特に粒界の一部にmCnやmn,mCn,mnあるいはmnが成長することにより保磁力が1~5kOe増加するm,nは正数、MはFe,Co以外の遷移金属元素。またFeCo系合金には結晶の一部に格子歪みが導入される。この格子歪みは焼結後の冷却過程においてFeCo系合金とNdFeB系合金とでは熱膨張係数が異なるために導入されたものである。格子歪みの導入により、FeCo系合金の結晶磁気異方性が増大し、保磁力が増加する。水アトマイズ法により作成したFe-30原子Co粉をNd2Fe14B系粉末と混合し仮成形後熱間成形し焼結する。FeCo系粉末とNdFeB系粉末の混合比は4:6であり、それぞれの平均粒子径は10μm,4μmである。FeCo系粉末はNdF系溶液処理により焼結時の液相への拡散を防止する。FeCo系粉末には添加元素として種々の遷移金属元素FeやCo以外の遷移金属元素を01~10原子の範囲で添加し、焼結後結晶粒界近傍に偏在化させて磁石の耐熱性を高めることが可能である。仮成形は2t/cm2の荷重で10kOeの磁界中で実施し、仮成形体を300~900°Cの温度範囲で1~10t/cm2の荷重で加熱成形後1000~1100°Cの温度範囲で焼結させる。焼結後時効処理を施し焼結磁石を得た。焼結前の加熱成形工程を採用しない場合には減磁曲線の角型性が低下するが、加熱成形工程を採用することで角型性が増加し最大エネルギー積が60~80MGOeの特性が得られる。加熱成形時に10~100kOeの磁場を印加することで配向度を増加させ角型性向上を実現できる。粒界の一部には炭化物,硼化物,酸化物あるいは酸フッ化物の成長が確認でき、これらの粒界生成物の近傍に上記遷移金属元素またはGa,Alなどの元素の偏在が確認できる。上記作成プロセスにおいて、焼結前の加熱成形工程を導入せずに焼結させた場合、最大エネルギー積が40~55MGOeとなり、FeCo系粉末の添加効果は得られにくい。焼結し易くするために低融点の焼結助材を添加した場合でも50~60MGOeであり最大エネルギー積の増加効果は小さい。前記加熱成形を300°C未満の低温で実施させた場合、粉末が割れ配向が乱れることから磁気特性は向上しない。また900°Cを超える温度範囲での成形は金型の消耗が著しく、量産化困難である。またこのような高温域ではフッ化物膜が剥離し易くなり容易に相互拡散が起こり、磁気特性が低下する。水アトマイズ法で作成したFeCo系粉末には酸素が1000ppm含有し、NdF系処理を施した後の粉末表面にはNdOFなどの酸フッ化物または酸化物が形成される。このような表面生成物は容易に拡散せず、焼結後もその一部が粒界に残留する。FeCo系粉末の酸素濃度を500ppm未満にすることでこのような酸素含有物の成長は抑制され、炭化物が成長する。炭化物の中で特にmCn,mnの準安定相が粒界近傍に成長すると保磁力が増加する。上記でm,nは正数、MはFeとCo以外の遷移金属元素である。"