いずれもナノサイズの硬磁性相と軟磁性相とから成り、軟磁性相の結晶粒径が1nm~100nmの範囲内にあることを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石。請求項1において、上記硬磁性相がNd2Fe14Bであり、前記軟磁性相がFeであることを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石。請求項1または2記載の希土類ナノコンポジット磁石の製造方法であって、前記硬磁性相と前記軟磁性相とから成なるバルク体を650~800°Cで熱間強加工することを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石の製造方法。請求項3において、前記熱間強加工を昇温速度10°C/sec、歪速度0.1/secで行なうことを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石の製造方法。本発明は、残留磁化を向上させた希土類ナノコンポジット磁石およびそ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、いずれもナノサイズのNd2Fe14B硬磁性相とFe軟磁性相とから成り、α-Feの結晶粒径が1nm~100nmの範囲内にあることを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石が提供される。上記の目的を達成するために、本発明によれば、Nd2Fe14B硬磁性相とα-Fe軟磁性相とから成なるバルク体を650°C~800°Cで熱間強加工することを特徴とする希土類ナノコンポジット磁石の製造方法が提供される。本発明によれば、α-Feの結晶粒径を1nm~100nmの範囲内に限定したことにより、硬/軟磁性相間の交換結合が確実に働き、大幅に高い残留磁化が達成される。この結晶粒径は650°C~800°Cでの熱間強加工により得られる。本発明の希土類ナノコンポジット磁石は、硬磁性相と軟磁性相とから成り、これら以外の第三相の存在を必要としない、すなわち、バインダ相を用いないフルデンスの希土類ナノコンポジット磁石である。本発明の希土類ナノコンポジット磁石は、溶湯急冷法によって得た結晶質の希土類合金磁石の粉末粒子または薄片を、樹脂等のバインダ相を用いずに焼結等により結合してバルク体としたフルデンスバインダフリーの永久磁石であり、熱間強加工圧延、据え込み、押し出し等により高い配向度を確保して大きな残留磁化を実現する。以下に、本発明の希土類ナノコンポジット磁石の組成、組織、製造方法を説明する。組成は、典型的には下組成式で表される。組成式:RxQyMzT100-x-y-zR:一種以上の希土類元素Q:BおよびCの少なくとも一種M:Ti、Al、Si、V、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au、Pbから成る群から選択された一種以上、T:FeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したもの2≦x≦11.7、1≦y≦22、0≦z≦10組織は、典型的には硬磁性相希土類磁石相R2T14Mと軟磁性相Tとから成る。結晶粒径はナノサイズであり、硬磁性相は10nm~500nm、軟磁性相は1nm~100nmとする。これら以外の第三相を必要としないフルデンス構造ため、硬軟両相間の距離を最小化して交換結合を最大化できる。上記組成の溶湯をメルトスピニング法等の液体急冷凝固によって微細結晶化する。メルトスピニング法は、図1に示すように、溶湯をノズルから銅製の冷却単ロールの表面に吐出させて急冷凝固させて合金薄片Sとする。図2に示すように、得られた急冷薄片SA、Cには、一般に非晶質薄片SAと結晶質薄片SCの両方が混在しているので、弱磁石Mにより分別する。すなわち、非晶質薄片SAは弱磁石Mにより磁化されて捕捉されるが、結晶質薄片SCは弱磁石Mにより磁化されずに落下し回収される。回収した結晶質薄片SCを焼結してバルク体にする。放電プラズマ焼結SPSによる加圧焼結は、直接通電加熱により短時間の加熱で焼結が完了するので、酸化防止および組織の粗粒化防止の観点から望ましい。得られたバルク体を熱間強加工して硬磁性相を配向させる。加工温度は、650°C~800°Cとする。650°C未満であると、硬磁性相が実質的に変形できず配向が生じない。800°Cを超えると、α-Fe相が粗粒化して200nm以上となり、磁気特性が低下する。熱間強加工する際に、室温から加工温度への昇温速度は6°C/sec以上、加工温度での歪速度は0.1/sec以上が望ましい。昇温速度および歪速度が小さいと、高温に曝される時間が長くなるため、結晶粒の粗大化による磁気特性の低下が生ずる。本発明により、下記の条件および手順により、Nd2Fe14B/Fe希土類ナノコンポジット磁石を製造した。1原料合金の作製Nd、Fe、Bを溶解し、合金インゴットを作製した。組成は、硬磁性相Nd2Fe14B:軟磁性相Fe=9:1とした。250kPaに減圧したArガス雰囲気の炉内において、上記の合金インゴットを高周波溶解し、図1に示したように溶湯を銅単ロールの表面に噴射し、急冷薄片Sを作製した。3非晶質と結晶質が混在している薄片群SA、Cを図2に示したように、磁気分別して、結晶質薄片SCを選択して回収した。図3に示すように、XRDチャート上で1非晶質薄片SAの場合は明瞭な回折ピークは認められず、2結晶質薄片SCの場合はNd2Fe14B相およびα-Fe相の各回折ピークが明瞭に識別できた。4回収した結晶質の急冷薄片SCを粗粉砕し、得られた粉末を放電プラズマ焼結SPSによって加圧焼結してバインダレスフルデンスのバルク体とした。このバルク体と急冷薄片の磁気特性は殆ど変わらない。5バルク体を図4に示すように熱間強加工する。加工中のバルク体試料の測温は試料に直接接合した熱伝対によって行なった。図5に、熱間強加工のプロセスを模式的に示す。高周波加熱により昇温開始から時刻t0で加工温度Tに昇温させた。本実施例では、加工温度を650°C~1000°Cの範囲で変化させ、昇温速度10°C/secとした。各加工温度において、歪速度0.1/secで熱間強加工加工量70を行なった。図6に、加工温度に対して残留磁化Mrとα-Feの結晶粒径とを示す。加工温度800°C以下で残留磁化Mrが増加し、Nd2Fe14B硬磁性相の配向が起きていると考えられる。一方、加工温度650°C未満では残留磁化Mrの値が小さく、Nd2Fe14B硬磁性相が軟化せず配向が起きないと考えられる。また、一般に軟磁性相と硬磁性相との交換結合長は数十nmであると考えられており、α-Fe軟磁性相の結晶粒径が交換結合長以下であればナノコンポジット磁石としての磁化向上効果が発現する。図6から、α-Fe軟磁性相の結晶粒径が100nmを超えると残留磁化Mrの増加率は1を下回っており、ナノコンポジット磁石としての磁化向上効果は認められない。ここで、加工温度に対するα-Fe結晶粒径の変化の仕方について検討する。図7に、加工温度に対するα-Feの結晶粒径および結晶子径の変化を示す。まず、一般的な方法であるα-FeのXRD回折ピークをシェラー法により分析し、加工温度との相関を求めた。加工温度700°C、790°C、1000°Cの結晶子径が加工温度に対して直線Aで示したように直線的に変化していることが分かる。次に、SEMあるいはTEMこの例ではTEMにより加工温度700°Cおよび100°Cの場合の組織を観察し、図8に示すように、複数視野の像より粒径の平均値と標準偏差を求める。XRDから求めた直線的な変化の傾向により、α-Feの結晶粒径も直線的に変化すると考えられるので、図7の直線Bが求まる。上記の結果から、本発明でα-Fe結晶粒径は1~100nmの範囲に限定される。すなわち、850°Cではα-Feの結晶粒径が誤差範囲を含めて120~200nm程度と見積もられ、それ以上の温度では200nm以上に増加すると考えられる。また、残留磁化の増加率Mr/M0>1である800°Cではα-Fe結晶粒径が100~170nmと見積もられるため、本発明におけるα-Fe結晶粒径の上限値を100nmと規定した。一方、α-Fe結晶粒径の下限側については、結晶として機能する一般的な最小サイズとして1nmと規定した。次に、図9を参照して、図6に示した加工温度による磁化の変化を、軟磁性相α-Fe結晶粒径の変化と硬磁性相Nd2Fe14Bの配向度の変化との兼ね合いから説明する。すなわち、図示したように、加工温度が高くなるほど塑性変形が促進されて硬磁性相Nd2Fe14Bの配向度は高くなり、これに伴い残留磁化は増加する。一方、軟磁性相α-Feは温度上昇に伴って粗大化し易くなり、硬磁性相Nd2Fe14Bとの交換結合しない軟磁性相α-Feの割合が増加し、残留磁化は減少する。その結果、ある温度でピークとなりそれよりも低温側および高温側で低下する残留磁化Mrの山形の変化の形態が現れる。熱間強加工のパラメータとして、室温から加工温度への昇温速度の影響を説明する。図10に、昇温速度に対する残留磁化Mrの増加率の変化を示す。加工温度は700°Cである。SEM観察およびTEM観察から見積もったα-Fe結晶粒径の変化も併せて示す。昇温速度が速いほど、強加工後のMr増加率は向上する。特に、昇温速度6°C/sec以上とすることが望ましい。図11に、歪速度に対する残留磁化Mrの増加率の変化を示す。加工温度は700°Cである。歪速度が速いほど、強加工後のMr増加率は向上する。特に、歪速度0.1/sec以上とすることが望ましい。以上の結果から、低温高速で熱間強加工することによりFeの拡散粗大化を抑制することができ、加工後の軟磁性相α-Feの結晶粒径を微細なまま維持できるため、硬磁性相Nd2Fe14Bとの交換結合が働き、高い磁化が達成できる。