"HDDR法によって作製され、平均結晶粒径が0.1μm以上1μm以下の再結晶集合組織を有するR-T-B系永久磁石粉末RはNdおよび/またはPrをR全体に対して95原子以上含む希土類元素、TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素を準備する工程Aと、R’R’はNdおよび/またはPrをR’全体に対して90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素とCuからなり、かつ、Cuが2原子以上50原子以下であるR’-Cu系合金粉末を準備する工程Bと、前記R-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu系合金粉末とを混合する工程Cと、前記混合粉末を不活性雰囲気または真空中において、500°C以上900°C以下の温度で熱処理を行う工程Dと、を含む希土類永久磁石の製造方法。前記R-T-B系永久磁石粉末がDyおよびTbを含有していない請求項1に記載の希土類永久磁石の製造方法。前記R-T-B系永久磁石粉末の保磁力が1200kA/m以上である請求項1に記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Bは、急冷法によってR’-Cu系合金を作製する工程b1と、R’-Cu系合金を粉砕する工程b2とを含む請求項1に記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Dにおいて、前記混合粉末を500°C以上900°C以下の温度で、5分以上240分以下の時間、保持する請求項1に記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Dの後に、450°C以上600°C以下であって、工程Dにおける熱処理温度以下の温度で第2の熱処理工程D ́を行う請求項5に記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Dの前に、前記混合粉末に対し、500°C以上900°C以下の温度、20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程Eを包含する、請求項1から6のいずれかに記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Dの後に、前記混合粉末に対し、500°C以上900°C以下の温度、20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程Eを包含する、請求項1から6のいずれかに記載の希土類永久磁石の製造方法。前記工程Dは、前記熱処理中において20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程を包含する、請求項1から6のいずれかに記載の希土類永久磁石の製造方法。請求項1から9のいずれかに記載の製造方法によって製造される希土類永久磁石であって、平均結晶粒径が0.1μmから1μmのR2T14B型化合物相を主体とし、前記R2T14B型化合物相間にR、Fe、Cuを必ず含む厚さ1nm以上3nm以下のRリッチ相が形成されている、希土類永久磁石。従来、HDDR磁粉に対して種々の添加元素を種々のタイミングで添加することにより、保磁力を向上させることが検討されてきた。その多くは、添加元素として用いられるDyまたはTbに保磁力向上の主たる役割を担わせたものである。DyおよびTbは高い保磁力向上効果を有するが、これらの元素は、希少資源であり高価な元素である。このため、DyおよびTbの使用量を最小限に抑えつつ、HDDR磁粉の保磁力を向上させることが強く望まれている。本発明は、HDDR磁粉に対し、Dy、Tbなどの資源的に希少で高価な元素を使用することなく、HDDR磁粉の保磁力を向上させる希土類永久磁石の製造方法を提供することを目的としている。本発明の希土類永久磁石の製造方法は、HDDR法によって作製され、平均結晶粒径が0.1μm以上1μm以下の再結晶集合組織を有するR-T-B系永久磁石粉末RはNdおよび/またはPrをR全体に対して95原子以上含む希土類元素、TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素を準備する工程Aと、R’R’はNdおよび/またはPrをR’全体に対して90原子以上含み、DyおよびTbを含まない希土類元素とCuからなり、かつ、Cuが2原子以上50原子以下であるR’-Cu系合金粉末を準備する工程Bと、前記R-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu系合金粉末とを混合する工程Cと、前記混合粉末を不活性雰囲気または真空中において、500°C以上900°C以下の温度で熱処理を行う工程Dとを含む。好ましい実施形態において、前記R-T-B系永久磁石粉末がDyおよびTbを含有していない。好ましい実施形態において、前記R-T-B系永久磁石粉末の保磁力が1200kA/m以上である。好ましい実施形態において、前記工程Bは、急冷法によってR’-Cu系合金を作製する工程b1と、R’-Cu系合金を粉砕する工程b2とを含む。好ましい実施形態において、前記工程Dでは、前記混合粉末を500°C以上900°C以下の温度で、5分以上240分以下の時間、保持する。好ましい実施形態において、前記工程Dの後に、450°C以上600°C以下であって、工程Dにおける熱処理温度以下の温度で第2の熱処理工程D ́を行う。好ましい実施形態において、前記工程Dの前に、前記混合粉末に対し、500°C以上900°C以下の温度、20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程Eを包含する。好ましい実施形態において、前記工程Dの後に、前記混合粉末に対し、500°C以上900°C以下の温度、20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程Eを包含する。好ましい実施形態において、前記工程Dは、前記熱処理中において20MPa以上3000MPa以下の圧力で熱間成形による緻密化を行なう工程を包含する。本発明の希土類永久磁石は、上記のいずれかの製造方法によって製造される希土類永久磁石であって、平均結晶粒径が0.1μmから1μmのR2T14B型化合物相を主体とし、前記R2T14B型化合物相間にR、Fe、Cuを必ず含む厚さ1nm以上3nm以下のRリッチ相が形成されている。本発明によれば、Dy、Tbなどの高価な希少資源の使用を抑制しつつ、保磁力が処理前よりも大幅に向上した高特性なR-T-B系永久磁石を提供することができる。発明者らは、HDDR磁粉の再結晶集合組織における粒界相を非磁性化し、微細な結晶粒間の磁気的な結合を分断することが保磁力を高めることに有効であると考え、HDDR磁粉の主相R2Fe14B相粒界部分に非磁性元素を導入して粒界相を非磁性化する方法を種々検討した。その結果、Ndおよび/またはPrの希土類金属とCuとの合金粉末をHDDR磁粉に混合して適切な条件の熱処理を行うと、HDDR磁粉内の粒界相の改質が実現し、保磁力を向上できることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の希土類永久磁石の製造方法は、図1に示すように、まず、HDDR法によって作製されたR-T-B系永久磁石粉末HDDR磁粉と称する場合があるを準備する工程Aを行う。ここで、RはNdおよび/またはPrをR全体の95原子以上含む希土類元素である。TはFeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素である。このR-T-B系永久磁石粉末を構成する個々の粉末粒子は、平均結晶粒径が0.1μm~1μmの微細結晶粒の集合体である。微細結晶粒のアスペクト比長軸/短軸の比は2以下である。一方、R’-Cu系合金粉末を準備する工程Bを行う。ここで、R’は、DyおよびTbを含まない希土類元素であり、R’全体の90原子以上はNdおよび/またはPrである。R’-Cu系合金は、R’およびCuからなり、不可避の不純物を含みうる。このR’-Cu系合金粉末におけるCuは2原子以上50原子以下である。上記の工程Aおよび工程Bの順序は任意であり、同時期に別々の場所で実行されていてもよい。なお、本明細書において準備するとは、自社で製造することのみならず、他社が製造したものを購入することをも含むものとする。次に、上記のR-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu系合金粉末を混合する工程Cを行う。そして、この混合粉末を不活性雰囲気または真空中において、500°C以上900°C以下の温度で熱処理を行う工程Dを行う。本発明によれば、HDDR磁粉と混合されるR’-Cu系合金粉末がCuの供給源として機能することにより、CuがR’-Cu系合金粉末からHDDR磁粉に効率的に供給される。なお、Cu供給源として単にCu粉末を使用しても本発明のような保磁力の向上効果は得られない。HDDR磁粉に与えられたCuおよびNdおよび/またはPrは、微細な結晶粒の内部にではなく粒界相に濃縮され、粒界相を改質し、保磁力を高める。詳細は、後述する。従来のHDDR磁粉の粒界相の厚さは、通常のR-T-B系焼結磁石程度である。先述したとおり、従来のHDDR磁粉においては、硬磁性相であるNd2Fe14B型結晶相間の粒界に存在するNdリッチ相内では、強磁性元素Fe、Co、Niの存在比率が高いことが示唆されている非特許文献2。このような強磁性元素がRリッチ相内に高い濃度で存在する従来のHDDR磁粉では、結晶粒間の磁気的な結合が十分に分断されておらず、これにより、充分な保磁力が達成されていなかった可能性がある。しかし、本発明によれば、R’-Cu系合金粉末からHDDR磁粉に供給されたCuやNdおよび/またはPrがHDDR磁粉の粒界相を拡散する。その結果、本発明の実施例について後述するように、粒界相における非磁性元素であるCuやNd、特にCuの濃度が上昇し、これが保磁力改善に寄与していると考えられる。また、本発明の実施例について後述するように、Cuの導入がHDDR磁粉における粒界相の厚さを増加させる事実も確認された。粒界相の厚さがより適性化され、結果、保磁力改善に寄与したと考えられる。本発明で使用するR’-Cu系合金の構成元素であるNdおよび/またはPrおよびCuは、DyおよびTbに比べて格段に安価で入手しやすい元素である。また、多くの遷移金属元素は、HDDR磁粉の主相であるNd2Fe14B相に固溶すると飽和磁化の低下を招くが、CuはNd2Fe14B相に比較的固溶しにくい元素であるため、HDDR磁粉に添加しても、その飽和磁化の低下を抑制することができる。以下、本発明の好ましい実施形態をより詳細に説明する。<R-T-B系永久磁石粉末>本発明で用いるR-T-B系永久磁石粉末HDDR磁粉は、原料合金出発合金を公知の方法で粉砕して作製した原料粉末に対し、HDDR処理を施すことによって作製される。以下、R-T-B系永久磁石粉末を作製するための各工程を詳細に説明する。出発合金まず、硬磁性相としてR2T14B相Nd2Fe14B型化合物相を有するR-T-B系合金出発合金を用意する。ここで、Rは、希土類元素であり、Ndおよび/またはPrを95原子以上含む。本明細書における希土類元素RはイットリウムYを含んでいてもよい。Tは、FeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素である。Bはホウ素でありその一部をC炭素で置換してもよい。出発合金として用いられるR-T-B系合金は、R2T14B相を50体積以上含むことが好ましい。より高い残留磁束密度Brを得るためには、R2T14B相を80体積以上含むことが好ましい。出発合金として用いられるR-T-B系合金に含まれる希土類元素Rの大部分は、R2T14B相を構成しているが、一部は、Rリッチ相やR2O3相や、その他の相を構成している。出発合金に占める希土類元素Rの組成比率は、11原子以上18原子以下であることが好ましい。希土類元素Rが11原子未満の場合は、HDDR処理によって微細結晶粒を得ることが困難となり、本発明の効果が得られない。一方、希土類元素Rの組成比率が高くなりすぎると、磁化の低下を招来する。希土類元素Rの組成比率が18原子を超えると、R’-Cu合金を拡散した後の磁石の磁化が、Dyの添加によって得られる従来の高保磁力磁石よりも小さくなってしまう可能性が高くなる。希土類元素Rの組成比率のより好ましい範囲は、12原子以上16原子以下である。出発合金に含まれる希土類元素Rの一部R全体の5原子程度をDyおよび/またはTbとすることにより、R-T-B磁石粉末の保磁力を更に高めることもできる。したがって、本発明では、希土類元素Rの一部としてDyおよび/またはTbを添加することを必ずしも排除しない。しかしながら、高価で希少な資源であるDy、Tbの使用量を極力抑えるという観点からは、Dyおよび/またはTbを添加する場合でも、その添加量をR全体の5原子未満で制限することが好ましく、Ndおよび/またはPrがR全体の95原子以上を占めていることが好ましい。希少元素の消費量低減という観点から、希土類元素Rは、DyやTbを不可避の不純物レベル以上に含まないことがより好ましい。前述したように、本発明によれば、R’-Cu合金を用いてHDDR磁粉の粒界相を改質し、それによって保磁力を向上させることが可能になるため、DyおよびTbの添加量を低減しても高保磁力化を達成することができる。出発合金に含まれるBの組成比率が低すぎると保磁力を低下させるR2T17相等が析出し、高すぎると非磁性相であるBリッチ相等が増加して残留磁束密度Brが低下する。このため、出発合金に含まれるBの組成比率は5原子以上10原子以下であることが好ましい。Bの組成比率は、5.8原子以上8原子以下であることがより好ましく、6原子以上7.5原子以下であることがさらに好ましい。Tは残余を占める。前述したとおり、Tは、FeまたはFeの一部をCoおよび/またはNiで置換したものであり、Feを50原子以上含む遷移金属元素である。キュリー点を高めること、耐食性を高めることなどを目的としてTの一部をCoおよび/またはNiとすることがある。R2T14B相の飽和磁化を高めるという観点から、NiよりもCoを選定することが望ましい。また、合金全体に対するCoの総量は、コストなどの観点から、20原子以下であることが好ましく、8原子以下であることがさらに好ましい。Coを全く含有しない場合でも高い磁気特性は得られるが、1原子以上のCoを含有すると、より安定した磁気特性を得ることができる。磁気特性向上などの効果を得るため、原料合金にAl、Ti、V、Cr、Ga、Nb、Mo、In、Sn、Hf、Ta、W、Cu、Si、Zrなどの元素を適宜添加してもよい。ただし、添加量の増加は、特に飽和磁化の低下を招くため、総量が10原子以下とすることが好ましい。特に、V、Ga、In、Hf、Taは高価なため、コストなどの観点から1原子以下の添加が好ましい。出発合金はブックモールド法や遠心鋳造法、ストリップキャスト法など公知の方法によって作製され得る。ただし、HDDR処理後に磁石粉末の各粒子が優れた磁気的異方性を示すためには、HDDR処理前の粉末粒子中に存在する結晶粒の容易磁化軸が一方向にそろっている必要がある。理想的には一つの粉末粒子中に存在するR2T14B相は一つである。このため、粉砕する前の段階において、多結晶状態にある出発合金中で主相R2T14B相のサイズが、粉砕後の粉末粒子の粒子径よりも大きな組織になっていることが好ましい。ブックモールド法や遠心鋳造法によって主相R2T14B相を粗大化させた原料合金を作製した場合、鋳造の初晶であるα-Feを完全除去することが困難である。このため、原料合金における組織均質化などを目的として、粉砕前の原料合金に対して熱処理を施すことが好ましい。このような熱処理は、真空または不活性雰囲気において、典型的には1000°C以上の温度で実行され得る。原料粉末次に、原料合金出発合金を公知の方法で粉砕することにより原料粉末を作製する。本実施形態では、まず、ジョークラッシャなどの機械的粉砕法や公知の水素粉砕法などを用いて出発合金を粉砕し、大きさ50μm~1000μm程度の粗粉砕粉を作製する。<HDDR処理>次に、上記粉砕工程によって得られた原料粉末に対し、HDDR処理を施す。HD反応のための昇温工程は、水素分圧10kPa以上500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガスArやHeなどの混合雰囲気、不活性ガス雰囲気、真空中のいずれかで行う。昇温工程を不活性ガス雰囲気または真空中で行うと、昇温時の反応速度制御の困難性に起因する磁気特性低下を抑制することができる。HD処理は、水素分圧10kPa以上500kPa以下の水素ガス雰囲気または水素ガスと不活性ガスArやHeなどの混合雰囲気で、650°C以上1000°C未満で行う。HD処理時の水素分圧は20kPa以上200kPa以下がより好ましい。処理温度は700°C以上900°C以下であることがより好ましい。HD処理に要する時間は、15分以上10時間以下であり、典型的には30分以上5時間以下の範囲に設定される。なお、R-T-B系合金中のTについて、Co量が合金全体の組成に対し、3原子以下の場合は、昇温時の雰囲気を50kPa以下の水素分圧、もしくは、不活性ガスや真空中で行なうことが好ましく、より好ましくは昇温時の水素分圧を5kPa以上50kPa以下、更に好ましくは、10kPa以上50kPa以下とすることにより、HDDR処理後に優れた磁気特性高い残留磁束密度を得ることができる。HD処理のあと、DR処理を行う。HD処理とDR処理は同一の装置内で連続的に行うこともできるが、別々の装置を用いて不連続に行うこともできる。DR処理は、真空または不活性ガス雰囲気下において650°C以上1000°C未満で行う。処理時間は、通常、15分以上10時間以下であり、典型的には30分以上2時間以下の範囲に設定される。なお、雰囲気を段階的に制御する例えば水素分圧を段階的に下げたり、雰囲気圧力を段階的に下げたりすることができることは言うまでもない。前記の方法で作製するHDDR磁粉の保磁力HcJは1200kA/m以上であることが好ましい。このような磁粉を用いることにより、高い保磁力および耐熱性を有する磁石を容易に作製することができる。このようなHDDR磁粉は、例えば0.1~1原子程度の微量のGaを合金組成に添加することにより実現できる。<R’-Cu合金粉末>本発明に用いられるR’-Cu合金粉末は、不可避の不純物以外はR’とCuからなり、Cuが2原子以上50原子以下である合金の粉末である。R’はNdおよびPrの少なくとも一方を主な元素として含む希土類元素である。具体的には、R’は、Ndおよび/またはPrをR’全体に対して90原子以上含むとともに、不可避の不純物レベル以上のDyおよびTbを含まない。R’全体に占めるNdおよびPrの合計の割合は、97原子以上であることがより好ましい。R’-Cu合金粉末中のCuは2原子以上50原子以下であり、5原子以上40原子以下であることが好ましい。R’-Cu合金粉末中のCuが2原子より小さいと、保磁力はある程度向上するが、HkHkは減磁曲線において磁化の値がBrの90となる減磁界の大きさが大幅に低下することにより、十分な耐熱性が得られない。R’-Cu合金粉末中のCuが50原子より大きいと、保磁力が十分に向上しない。R’-Cu合金粉末中のCuの範囲は10原子以上30原子以下、すなわち、Nd-Cu二元系状態図やPr-Cu二元系状態図におけるNdCuとNdまたはPrCuとPrの共晶組成よりNdまたはPrリッチ側にあることがさらに好ましい。R’-Cu合金粉末は公知の合金粉末作製方法を用いて作製することができる。HDDR磁粉と混合して熱処理したときの反応をより均一に進行させるためには、R’-Cu合金の組織を微細かつ均一にすることが好ましい。このような観点から、R’-Cu合金の作製方法としてメルトスピニング法や双ロール法などの急冷法で合金を作製し、その急冷合金を粉砕する方法を採用することが好ましい。図2は、本発明の実施形態で好適に使用され得る急冷装置の一例を示している。以下、この装置を用いてR’-Cu合金を製造する方法の例を説明する。まず、不活性ガス雰囲気中において高周波溶解を行うことによって合金を溶融し、合金の溶湯1を形成する。溶湯1は、0.5~2mmφのオリフィス径を有する出湯ノズル2から冷却ロール3に噴射される。冷却ロール3は高速度で回転しているため、冷却ロール3の表面に接触した溶湯1は、冷却ロールによって急速に熱を奪われ、急冷される。溶湯1は回転する冷却ロール3から飛ばされ、リボン状の急冷合金4となる。冷却ロール3は,熱伝導性や耐久性に優れる炭素鋼、タングステン、鉄、銅、モリブデン、ベリリウムまたはそれらの合金から形成されていることが好ましい。急冷工程中の冷却ロール3の表面速度ロール周速度は1~50m/秒とすることが好ましい。1m/秒未満になると冷却速度が十分速くないために急冷合金中の組織が粗大となり、所望の効果が得られにくくなる。また、急冷合金の厚さが増すことにより、粉砕性が悪化する。ロール周速度が50m/秒を超えると安定的な合金の作製を阻害する可能性が生じる。本実施形態の場合、合金溶湯の冷却速度は、1×102°C/秒以上1×109°C/秒以下の範囲となることが好ましい。例えばメルトスピニング法によって合金を作製する場合には、ロールにCuなどを用いた公知の単ロール急冷装置を用いる。R’-Cu合金粉末を用いることで、粉末の粒度が比較的大きい、例えば、JISZ8801のふるいで分級したときの25μm以上の粉末の割合が50質量以上である場合にも、拡散処理による保磁力向上の効果が得られる。このような粉末は、R’-Cu合金が活性であることに起因する酸化の抑制や安全性の確保等の観点で有効である。無論、HDDR磁粉との均一混合を目的として、より微細な粉末を用いて拡散処理を行なってもよい。R’-Cu合金の粉砕は、後述するR-T-B系永久磁石粉末との混合工程Cと同時に行ってもよい。このようにすることにより、工程数の増加を避けることができる。また、R-T-B系永久磁石粉末の粉砕が更に進行するため、より均一にR’-Cu合金と混合される。このことは、R’-Cu合金からR-T-B系永久磁石粉末への元素拡散の効果を増大させることにも寄与する。<混合>R-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu合金粉末の混合は、ミキサー等の公知の技術を用いて行なうか、もしくは、前記のとおり、R’-Cu合金を粉砕しながらR-T-B系永久磁石粉末との混合を同時に行なう。R’-Cu合金のR-T-B系永久磁石粉末に対する混合割合R’-Cu合金粉末:R-T-B系永久磁石粉末が質量比で1:100から1:5の範囲であることが好ましい。1:100よりもR’-Cu合金の混合比が小さくなると保磁力向上効果が顕在化しない。また、1:5よりもR’-Cu合金の混合比が大きくなっても保磁力はそれ以上向上することがなく、磁化が低下するのみとなってしまう。より好ましい混合比の範囲は、150から1:5である。R-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu合金粉末の混合粉末全体の組成に対する、希土類元素RR’の割合は、12原子以上25原子以下であることが好ましい。希土類元素RR’の組成比率が12原子未満の場合は、主相R2T14B相の粒界にRリッチ相が十分に形成されないために、高い保磁力を得ることが困難である。一方、希土類元素RR’の組成比率が高くなると磁化の低下を招来する。例えば、希土類元素RR’の組成比率が25原子を超えると、Dyの添加によって得られる従来の高保磁力磁石の磁化の値よりも小さくなってしまう。希土類元素RR’の組成比率は、12.5原子以上22原子以下がより好ましく、13原子以上20原子以下がさらに好ましい。R-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu合金粉末の混合粉末全体の組成に対する、Cuの割合は、0.1原子以上5原子以下であることが好ましい。0.1原子未満の場合は、主相R2T14B相の粒界のRリッチ相組成が適正化されないために、高い保磁力を得ることが困難である。一方、Cuの割合が5原子を超えると主相R2T14B相中のNdがCuと反応する結果、α-Fe相など保磁力に悪影響を与える相が発現する可能性が生じる。Cuの組成比率は0.2原子以上3原子以下であることが好ましい。なお、本発明で好ましい範囲にある組成比率Cu=0.5原子でCuをR-T-B系合金組成に添加してからHDDR処理を行った場合に高い特性を得ることが非常に困難であることが、例えば、RNakayamaandTTakeshitaJournalofAlloysandCompoundsVol193259に開示されている。<拡散熱処理>次に、上記混合粉末を真空中、あるいは不活性ガス中にて500°C以上900°C以下の温度で熱処理する工程D。熱処理温度が500°C未満では、十分に拡散が進行しないために保磁力が十分向上しない。また、熱処理温度が900°Cを超えると、R-T-B系永久磁石粉末が結晶粒成長してしまい、保磁力の低下を招来する。好ましい熱処理温度の範囲は、550°C以上850°C以下であり、さらに好ましくは、600°C以上800°C以下である。熱処理中の酸化を抑制するため、雰囲気はアルゴンやヘリウムなどの不活性ガス雰囲気または真空が好ましい。また、熱処理時間は5分以上240分以下が好ましい。熱処理時間が5分未満では、十分に拡散が進行しない可能性がある。また、処理時間の上限に特に制約はないが、240分を超えると、生産性の低下を招くだけでなく、熱処理時に雰囲気中に存在する極微量の酸素や水分による酸化が起こって磁気特性が低下する可能性がある。なお、500°C以上900°C以下の温度で熱処理を行なう第1の熱処理工程工程Dの後に、真空中、あるいは不活性ガス中にて450°C以上600°C以下であって、工程Dにおける熱処理温度以下の温度で第2の熱処理工程工程D ́を行なうことにより、さらに保磁力を向上させることができる。第2の熱処理工程における熱処理時間は1分以上180分以下が好ましい。熱処理時間が1分未満では、第2の熱処理の効果が得られず、また、180分を超えると、生産性の低下を招くだけでなく、熱処理時に雰囲気中に存在する極微量の酸素や水分による酸化が起こって磁気特性が低下する可能性があるからである。<熱間成形>上記拡散熱処理後の磁石は、解砕または粉砕した後、樹脂と混合して成形を行いボンド磁石の形でも用いることができる。より高い特性の磁石を得るためには、上記拡散熱処理の前または後に熱間成形による緻密化工程Eを行ってフルデンス磁石とすることもできる。熱間成形法としてはホットプレス法や放電プラズマ焼結SPS法など、公知の方法が採用されるが、生産性を考慮すると、金型を急速に加熱できる高周波ホットプレス法や、試料に直接通電して急速加熱ができるSPS法が好適に用いられる。なお、磁界を付与して個々の磁石粉末の磁化容易方向をそろえてから熱間成形を行なうことにより、異方性フルデンス磁石が作製でき、高い残留磁束密度Brを得ることができる。この場合には、室温の磁界中で圧縮成形することにより、仮成形体を作製し、これを熱間成形する方法がハンドリングなどの点で有効である。熱間成形は、拡散熱処理を行なった後、すなわち、保磁力が向上した後のサンプルに対して行なってもよいし、R-T-B系磁石粉末とR’-Cu合金の粉末の混合粉末以下、単に混合粉末と呼ぶを緻密化させながら同時に拡散熱処理を行なうこともできる。さらに、熱間成形によって混合粉末の緻密化を行い、その後さらに工程Dの熱処理を行なうことでR’-Cu合金の拡散を促進させて保磁力を向上させることもできる。図3に、本発明における実施形態の希土類磁石の製造方法に用いられるホットプレス装置を模式的に示す。このホットプレス装置は、高周波加熱による高速加熱昇温速度5°C/秒以上と、ヘリウムガスによる高速冷却降温速度-5°C/秒以上とが可能であり、粉末を15分以内でバルク化することができる。図3のホットプレス装置は、一軸プレス装置であり、混合粉末やR’-Cu合金の拡散処理を行なったサンプルの粉末、またはそれらの圧粉体を受容する開口部キャビティを中央に有する金型ダイ12と、混合粉末やR’-Cu合金の拡散処理を行なったサンプルの粉末、またはそれらの圧粉体を加圧するための上パンチ13aおよび下パンチ13bと、上パンチ13aを昇降させる加圧シリンダー15とを備えている。加圧シリンダー15には加圧機構17から圧力が与えられる。加圧シリンダー15は下パンチ13bを昇降させるように設けても良い。金型12およびパンチ13a、13bは、チャンバ11内に配置されており、チャンバ11内は真空装置18で真空に引くことによって真空状態とするか、またはヘリウムガス供給源例えばボンベ19から供給されるヘリウムガスによって充たされる。チャンバ11内をヘリウムガスで充たすことによって、粉末や圧粉体が酸化されることを防止することができる。また、ヘリウムガスを供給することによって、被処理物の温度を高速降温速度-5°C秒以上で低下させることもができる。金型12の周囲には高周波コイル14が設けられており、高周波電源16から供給される高周波電力によって金型12および金型12内のHDDR粉末の圧粉体を高速加熱昇温速度5°C秒以上することが出来る。金型12およびパンチ13a、13bは、使用する雰囲気ガス中で、最高到達温度500°C~900°Cおよび最高印加圧力20MPa~3000MPaに耐えうる材料、例えばカーボンまたは超硬合金で形成されている。本発明の実施形態では、HDDR法によって作製されたR-T-B系永久磁石粉末とR’-Cu粉末の混合粉末を金型内に挿入し、図3に示すように、ホットプレス装置内に設置して、装置内を1×102Pa以下まで排気した後、その後昇温を行なう。なお、昇温時は加圧しても加圧しなくても構わない。本実施形態に用いるホットプレス装置では、高周波加熱により、粉末もしくは圧粉体を5°C秒以上の昇温速度で500°C以上900°C以下の範囲内の所定の温度に加熱することができる。その後、温度が500°C以上900°C以下の所定の温度に到達した後、20MPa以上3000MPa以下の所定の圧力を印加しながら1分以上240分以下の所定の時間保持し、その後冷却を行なう。本実施形態では、ヘリウムガスによってバルク体を-5°C秒以上の降温速度で冷却することができる。ホットプレス時の圧力は、20MPa以上3000MPa以下が好ましく、50MPa以上1000MPa以下がより好ましい。圧力が20MPaよりも小さいときは緻密化が十分に起こらない可能性があり、3000MPaを超えると、用いることのできる金型の材質などに制約が生じるだけでなく、ホットプレス温度で溶解する組成を有するR’-Cu合金を用いる場合には、液相となったR’-Cu合金の染み出しが顕在化して生産性が阻害されたりHDDR磁粉への拡散が十分に起こらない可能性があるからである。ホットプレスによる保持時間が短い場合には、R’-Cu合金の拡散が十分に起こらないことがある。このような場合にはホットプレスの後に工程Dを適用してR’-Cu合金を拡散させることが好ましい。この場合、工程Dの温度は500°C以上900°C以下が好ましい。<磁石の微細組織>本発明で得られる磁石は、HDDR処理で得られるR-T-B系磁石特有の再結晶集合組織、すなわち、平均結晶粒径が0.1μmから1μmであり、かつ、結晶粒のアスペクト比長軸/短軸の比が2以下の集合組織を有している。この再結晶集合組織を構成する結晶粒は、R2T14B型化合物相である。HDDR磁粉の個々の粉末粒子には多数の微細な結晶粒が含まれている。これらの結晶粒の平均粒径およびアスペクト比は、磁石の断面を透過電子顕微鏡TEMで観察することによって計測される。具体的には、例えば集束イオンビームFIB等で薄片に加工した磁石のサンプルを観察したTEM像の個々の結晶粒を画像解析することによって結晶粒の平均粒径およびアスペクト比を求めることができる。ここで、平均粒径は、個々の結晶粒のTEM像における円相当径を求め、これらを単純平均することで得ることができる。また、結晶粒の長軸は当該結晶粒の断面観察における最も長い直径であり、短軸は最も短い直径である。また、上記のR2T14B型化合物相間粒界相には、R、Fe、Cuを必ず含む厚さ1nm以上3nm以下のRリッチ相が形成される。この粒界相Rリッチ相の厚さは、好ましくは1.5nm以上3nm以下である。Cuの効果については必ずしも明らかにされていないが、先述した非特許文献1から3に示されるように、Rリッチ相の組成や厚さが粒界近傍での磁壁の移動のしやすさに影響を与えていると考えられる。Cu添加による保磁力向上の効果は、粒界に位置するRリッチ相にCuが濃縮し、Rリッチ相の厚さや性質が変化することが要因としてなっていると考えられる。以下に、本発明による実施例と比較例を説明する。実験例1~6<R-T-B系永久磁石粉末の作製工程A>Nd125FebalCo8B65Ga02原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った後、粉砕して300μm以下の粉末を回収した後、HDDR処理を行った。HDDR処理は、管状炉にてアルゴン雰囲気中で850°Cまで昇温した後、大気圧水素流気に切り換えて、850°Cで4時間保持して水素化-不均化HD処理を行い、その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて、同じ温度で30分間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行なった後冷却してR-T-B系永久磁石粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、1321kA/mであった。また、得られた磁石粉末を集束イオンビームFIB加工して薄片を作製し、透過電子顕微鏡TEMで観察した。このTEM像1.8μm×1.8μmの領域に存在する結晶粒に対して画像解析によって求めた円相当径の平均値観察された33個測定の平均は、0.29μmであった。また、個々の結晶粒は、HDDR処理で典型的に得られるアスペクト比の平均値が2以下のほぼ等軸的な形状を有していた。<R’-Cu系合金の作製工程B>表1~6に示す組成のNd-Cuの急冷合金を、Cuロールを用いたメルトスピニング法により、ロール周速度31.4m/秒で作製した。<混合工程C>上記工程Aで作製したR-T-B系永久磁石粉末と上記工程Bで作製したNd-Cu系合金を表1~6に示す混合比で配合し、アルゴンガスで雰囲気を置換したグローブボックス内で、乳鉢で粉砕しながら混合した。表において、混合比は、重量比率であり、Nd、およびCuは、混合粉末全体の組成に対する割合である。<熱処理工程D>作製した混合粉末を石英製の容器に投入したのち、赤外線ランプ加熱装置アルバック理工社製QHC-E44VHTで、8×103Pa未満まで真空引きをした後、約5秒で第1の熱処理温度まで昇温した。引き続き、第1の熱処理条件で保持した後、冷却した。第1の熱処理条件は、表1~6に示す通りである。実験例1~6では、第2の熱処理は行っていない。<評価>得られたサンプルを解砕し、磁界中で配向しながらパラフィンで固定した後、高磁界VSMを用いて磁気特性を評価した。具体的には熱消磁状態のサンプルをVSMオックスフォードインスツルメンツ社製MaglabVSM装置にセットし、9.5Tまで外部磁界静磁界を付与してサンプルを磁化させた。その後、-9.5Tまで磁界強度を掃引して、保磁力を評価した。測定された保磁力の値は、表1~6の右端の欄に記載している。表1~6に示すように、磁石粉末にNd-Cu合金を混合して所定の条件で熱処理することにより、保磁力が大幅に向上することが確認された。実験例7<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例1~6と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金と、実験例1~6と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末とを表7に示す混合比で配合し、アルゴンガスで雰囲気を置換したグローブボックス内で、乳鉢で粉砕しながら混合した。<熱処理工程DおよびD ́>作製した混合粉末を、石英製の容器に投入したのち、赤外線ランプ加熱装置アルバック理工社製QHC-E44VHT中で、8×103Pa未満まで真空引きをした。その後、5秒程度で700°Cまで昇温し、700°Cで30分間保持して第1の熱処理工程Dを行なった。引き続き、5秒程度で550°Cまで降温した後、550°Cで60分間保持して第2の熱処理工程D ́を行った。その後、冷却した。また、同様にして第1の熱処理700°Cで30分間保持までの工程を行った後、第2の熱処理を行なわずに、直ちに冷却したサンプルを作製した。<評価>得られたサンプルを解砕し、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、高磁界VSMを用いて磁気特性を評価した。具体的には熱消磁状態のサンプルをVSMオックスフォードインスツルメンツ社製MaglabVSM装置にセットし、9.5Tまで外部磁界静磁界を付与してサンプルを磁化させた後、-9.5Tまで磁界強度を掃引して、保磁力を評価した。表7から、第2の熱処理によって保磁力が更に増加することがわかる。実験例8<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-M合金の作製、混合工程A~C>実験例1と同一の条件でNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末を作製した。一方、単ロール急冷法にてロール周速度20m/秒でNd―M組成M=Cu、Co、Ni、Mnの急冷合金を作製した。急冷合金の組成は、表8に示す通りである。アルゴンガスに置換したチャンバ中でコーヒーミルを用いて急冷合金を粉砕した後、150μm以下の粉末を回収してNd-M合金粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末とNd-M合金粉末を混合した。得られた粉末のうち、Nd-Cu合金粉末5gについて、JISZ8801のふるいを用いて粒度分布を測定した結果を表9に示す。この粉末は、表9に示されるように、粒径25μm以上の粒子が全体の50質量以上を占めていた。<熱処理工程D>作製した混合粉末を、Nb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、表8に示す第1の熱処理温度まで30分で昇温した。引き続き、第1の熱処理温度で30分間保持した後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定した。4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表8および表9からわかるように、Nd-Cu合金を用いた実施例では25μm以上の粗い粒子を用いても大幅に保磁力が向上することを確認した。一方、Cuに代えてCo、Ni、Mnを含むNd-M合金の粉末を用いた比較例では、充分な保磁力向上効果を得ることができなかった。実験例9実験例7で作製したサンプルのうち、第1の熱処理700°C×30分のみを行なったものHcJ=1512kA/mについて、透過電子顕微鏡TEMおよび電子エネルギー損失スペクトロスコピーEELSを用いて元素マッピングを行った。図4は、元素マッピングを示す図である。このサンプルの主相界面近傍において、レーザ補助3次元アトムプローブにより、深さ方向元素分析を行った。図5aは、主相界面近傍におけるNd、Fe、Co、Bの深さ方向濃度分布を示すグラフである。図5bは、Cuの深さ方向濃度分布を示すグラフである。図5cは、主相界面近傍におけるGaの深さ方向濃度分布を示すグラフである。図5aにおいて、Fe濃度の低下とNd濃度の増加が局所的に生じている部位が粒界相Ndリッチ相であり、その左右の部分が隣接する2つの主相結晶粒に相当している。図5aおよび図5bからわかるように、Ndリッチ相にCuが濃縮していることが確認された。なお、アトムプローブ分析により得られた、主相中のCuの量は、統計誤差を考慮しても0.0125原子以下と極めて低いことが確認され、拡散によって導入されたCuは粒界相に濃縮することがわかった。図6Aは、Cu導入を行わなかったR-T-B系永久磁石粉末比較例の主相粒界近傍における断面TEM写真を示す図であり、図6Bは、上記サンプルの主相粒界近傍における高分解能電子顕微鏡写真断面TEM写真を示す図である。Cu導入の結果、粒界相Ndリッチ相の厚さは1.3nm比較例から2.4nm実施例に増加したことを確認した。実験例10<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末と実験例8と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末とを表10に示す混合比で混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末をNb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、表10に示す第1の熱処理温度まで30分で昇温した。第1の熱処理温度で30分間保持した後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表10に示すように、Nd-Cu合金粉末とR-T-B系永久磁石粉末の混合比が1:5~1:80において保磁力が向上することが確認され、特に混合比1:5~1:20において高い保磁力が得られた。実験例11<R-T-B系永久磁石粉末の作製工程A>Nd125FebalCo8B65Ga1原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った。この合金を粉砕して300μm以下の粉末を回収した後、HDDR処理を行った。HDDR処理としては、まず、管状炉を用いてアルゴン雰囲気中で830°Cまで昇温した後、大気圧水素流気に切り換えて830°Cで2時間保持して水素化-不均化HD処理を行った。その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて同じ温度で30分間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行った。その後、冷却してR-T-B系永久磁石粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、1199kA/mであった。また、得られた磁石粉末の平均結晶粒径とアスペクト比の平均値を実験例1と同様の方法で求めたところ、それぞれ0.31μm、および2以下であった。<R’-Cu合金の作製、混合工程B、C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末をR-T-B系永久磁石粉末と混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末を、Nb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、表11に示す第1の熱処理温度まで30分で昇温した。第1の熱処理温度で30分間保持した後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表11に示すように、実験例1から10と異なる組成のR-T-B系永久磁石粉末に対しても保磁力の向上効果が確認された。実験例12<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末と実験例8と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末HcJ=1323kA/mとを表12に示す混合比で混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末をNb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、表12に示す第1の熱処理温度まで30分で昇温した。第1の熱処理温度で表12に示す時間保持した後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表12に示すように、第1の熱処理温度が500°Cから900°Cの範囲で保磁力の向上が確認された。一方、熱処理温度が450°Cでは保磁力が若干低下し、930°Cでは保磁力は大幅に低下した。実験例13<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>表13に示す組成を有し、実験例8と同一の条件で作製したNd-Cuの急冷合金粉末と、実験例8と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末HcJ=1321kA/mとを表13に示す混合比で混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末をNb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、800°Cまで30分で昇温した。その後、第1の熱処理温度で800°Cで30分間保持して第1の熱処理を行なった後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表13に示すように、Nd45Cu55組成の合金では出発磁粉よりも保磁力が大幅に低下した。一方、金属Ndの拡散においても保磁力HcJが向上しているがHkの値が400kA/m約5kOeを下回っていることがわかる。一方、実施例に示すNd-Cu合金組成の拡散では、高いHcJと400kA/m以上のHkが得られており、特に、Nd95Cu5、Nd90Cu10、Nd80Cu20組成の合金を用いたときに高いHkが得られた。なお、Nd55Cu45とNd45Cu55で大きく保磁力が異なるのは、平衡状態図においてNd50Cu50組成よりもNdリッチ側ではNdCu相とNd相が共存するのに対し、Ndプア側ではNdCu相とNdCu2相が共存することと何らかの関係があるものと思われる。実験例14<R-T-B系永久磁石粉末の作製工程A>Nd125FebalCo3B62Ga02原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った。この合金を粉砕して300μm以下の粉末を回収した後、HDDR処理を行った。HDDR処理としては、まず、管状炉を用いてアルゴン雰囲気中で820°Cまで昇温した後、大気圧水素流気に切り換えて820°Cで2時間保持して水素化-不均化HD処理を行った。その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて同じ温度で1時間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行った。その後、冷却してR-T-B系永久磁石粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、1191kA/mであった。また、得られた磁石粉末の平均結晶粒径とアスペクト比の平均値を実験例1と同様の方法で求めたところ、それぞれ0.33μm、および2以下であった。<R’-Cu合金の作製、混合工程B、C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末をR-T-B系永久磁石粉末と混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末を、Nb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、表14に示す第1の熱処理温度まで30分で昇温した。第1の熱処理温度で30分間保持した後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表14に示すように、実験例1から13と異なる組成のR-T-B系永久磁石粉末に対しても保磁力の向上効果が確認された。実験例15<R-T-B系永久磁石粉末の作製工程A>Nd15FebalCo8B65Ga02原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った。この合金を粉砕して300μm以下の粉末を回収した後、HDDR処理を行った。HDDR処理としては、まず、管状炉を用いてアルゴン雰囲気中で830°Cまで昇温した後、大気圧水素流気に切り換えて830°Cで3時間保持して水素化-不均化HD処理を行った。その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて同じ温度で1時間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行った。その後、冷却してR-T-B系永久磁石粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、1319kA/mであった。また、得られた磁石粉末の平均結晶粒径とアスペクト比の平均値を実験例1と同様の方法で求めたところ、それぞれ0.37μm、および2以下であった。<R’-Cu合金の作製、混合工程B、C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末をR-T-B系永久磁石粉末と混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末を、Nb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、800°Cまで30分で昇温した。その後800°Cで30分間保持して第1の熱処理を行なった後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表15に示すように、実験例1から14と異なる組成のR-T-B系永久磁石粉末に対しても保磁力の向上効果が確認された。実験例16<R-T-B系永久磁石粉末の作製工程A>Nd135FebalCo8B65原子組成の鋳造合金を作製し、1110°Cの減圧アルゴン雰囲気で16時間均質化熱処理を行った。この合金を粉砕して300μm以下の粉末を回収した後、HDDR処理を行った。HDDR処理としては、まず、管状炉を用いてアルゴン雰囲気中で850°Cまで昇温した後、大気圧水素流気に切り換えて850°Cで3時間保持して水素化-不均化HD処理を行った。その後、5.33kPaの減圧アルゴン流気に切り換えて同じ温度で1時間保持することにより、脱水素-再結合DR処理を行った。その後、冷却してR-T-B系永久磁石粉末を作製した。得られたR-T-B系永久磁石粉末の保磁力HcJを振動試料型磁力計VSM、東英工業社製VSM-5-20で測定した結果、896kA/mであった。また、得られた磁石粉末の平均結晶粒径とアスペクト比の平均値を実験例1と同様の方法で求めたところ、それぞれ0.33μm、および2以下であった。<R’-Cu合金の作製、混合工程B、C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末をR-T-B系永久磁石粉末と混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末を、Nb箔で包んだのち、加熱源にタングステンヒータを用いた高真空熱処理装置内に挿入した。6×103Pa未満まで真空引きをした後、800°Cまで30分で昇温した。その後800°Cで30分間保持して第1の熱処理を行なった後、アルゴンガスを導入して冷却した。<評価>得られたサンプルを300μm以下に解砕した後、磁界中で配向しながらパラフィンで固定し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、VSM東英工業社製VSM-5-20を用いて磁気特性を評価した。表16に示すように、実験例1から15と異なる組成のR-T-B系永久磁石粉末に対しても保磁力の向上効果が確認された。<実験例17><R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例8と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末と実験例8と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末HcJ=1323kA/mとを表17に示す混合比で混合した。<ホットプレス工程E>作製した混合粉末3.85gを内径8.3mmの非磁性超硬合金製のダイスに挿入し、図3に示す高周波ホットプレス装置を用いてホットプレスを行い、円柱状のバルク体を得た。具体的には1×102Pa以下の真空中で表17に示す圧力を印加しながら、金型を高周波加熱により11°C/secの昇温速度で表17に示す温度まで加熱した後、2分間保持し、その後直ちにチャンバ内にヘリウムガスを導入し冷却した。<熱処理工程D>得られたバルク体を、Nb箔で包んだのち、石英管中に投入し、アルゴン雰囲気中で表17に示す条件で第1の熱処理を行なった後、石英管ごと急冷した。<評価>得られた円柱状のサンプルの上下面を表面研削盤で加工するとともに、サンプル側面の酸化相を除去し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。表18に示すように、Nd-Cu合金を混合した後、ホットプレスでバルク化し、その後第1の熱処理を行なうことで、出発磁粉よりも保磁力を向上させたバルク磁石を作製することができた。一方、Nd-Cu合金と混合せずにR-T-B系永久磁石粉末のみをホットプレスして熱処理しても、保磁力は出発磁粉以下の値にとどまることが確認された。実験例18<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例1~7と同一の条件で作製したNd80Cu20原子組成の急冷合金と、実験例1~7と同一の条件で作製したNd125FebalCo8B65Ga02原子組成のR-T-B系永久磁石粉末とを、R’-Cu系合金:R-T-B系永久磁石粉末が質量比で1:5になるように配合し、アルゴンガスで雰囲気を置換したグローブボックス内で、乳鉢で粉砕しながら混合した。<熱処理>作製した混合粉末を、石英製の容器に投入した後、赤外線ランプ加熱装置アルバック理工社製QHC-E44VHT中で、8×103Pa未満まで真空引きをした。その後、約1分で650°Cまで昇温後、さらに約3分で700°Cまで昇温し、700°Cで30分間保持して第一の熱処理工程Dを行ない、約30分で室温まで冷却した。引き続き、約1分で500°Cまで昇温後、約3分で550°Cまで昇温した後、550°Cで60分間保持して第2の熱処理工程D ́を行った。その後、冷却した。<評価>得られたサンプルを解砕し、磁界中で配向しながら固定し、高磁界VSMを用いて磁気特性の温度依存性を評価した。具体的には配向したサンプルをVSMカンタムデザイン社製MPMSSQUIDVSM装置にセットし、300K約27°Cから400K約127°Cまでの各設定温度にサンプルを加熱した後、7Tまで外部磁界を付与してサンプルを磁化させた後、-7Tまで磁界強度を掃引して、各温度における保磁力を評価した。測定温度と保磁力の関係を図7に示す。プロットの傾きから求めた保磁力の温度係数は-0.4/°Cであり、同一保磁力を有する市販のNd―Fe-B系焼結磁石の保磁力の温度係数-0.55/°Cと比べて、本発明の磁石が優れた保磁力の温度依存性を有していることが確認できた。実験例19<R-T-B系永久磁石粉末およびR’-Cu合金の作製、混合工程A~C>実験例16と同一の方法で作製したNd135FebalCo8B65原子組成のR-T-B系永久磁石粉末HcJ=896kA/mとNd80Cu20原子組成の急冷合金粉末をR’-Cu系合金:R-T-B系永久磁石粉末が質量比で1:10になるように配合し、アルゴンガスで雰囲気を置換したグローブボックス内で、乳鉢で粉砕しながら混合した。<熱処理工程D>作製した混合粉末4gを0.8Tの外部磁界中で配向させながら配向方向に平行に140MPaの圧力を付与して仮成形体を作製した後、内径8mmの非磁性超硬合金製のダイスに挿入し、図3に示す高周波ホットプレス装置を用いてホットプレスを行ないながら、第1の熱処理を行い、円柱状のバルク体を得た。具体的には、1×102Pa以下の真空中で11°C/secの昇温速度で580°Cまで昇温した後、586MPaの圧力を印加しながら580°Cで2分間保持して、緻密化と同時に熱処理を行った後、直ちにチャンバ内にヘリウムガスを導入し急冷した。<評価>得られた円柱状のサンプルの上下面を表面研削盤で加工するとともに、サンプル側面の酸化相を除去し、4.8MA/mのパルス磁界で着磁した後、BHトレーサ装置名:MTR-1412メトロン技研社製を用いて磁気特性を評価した。得られたサンプルの保磁力HcJは1309kA/mと高い値を示した。"