下記の工程を含む、結晶粒及び粒界相を有するナノ結晶組織希土類磁石の製造方法:希土類磁石組成の溶湯を急冷して、ナノ結晶組織を有する急冷薄片を形成する工程、前記急冷薄片を焼結する工程、得られた焼結体に配向処理を施す工程、及び粒界相の拡散又は流動を可能とするのに十分高く、かつ結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度で、熱処理を施す工程。前記熱処理の温度が、粒界相の融点又は共晶温度より高く、かつ熱処理後の結晶粒径が300nm以下となる温度である、請求項1に記載の方法。前記熱処理の温度が450~700°Cである、請求項1又は2に記載の方法。前記熱処理の際の保持が、1分~5時間の範囲である、請求項1~3のいずれか一項に記載の方法。前記粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる添加元素が、前記希土類磁石組成に添加されている、請求項1~4のいずれか一項に記載の方法。前記希土類磁石がNdを含有し、かつ前記添加元素が、粒界相の融点又は共晶温度をNd単体の融点以下に下げる元素である、請求項5に記載の方法。前記添加元素が、Al、Cu、Mg、Fe、Co、Ag、Ni、Znから選択される、請求項5又は6に記載の方法。前記添加元素が、0.05原子~0.5原子のCuを含む、請求項7に記載の方法。前記添加元素が、0原子超~1.0原子のAlを含む、請求項7又は8に記載の方法。前記希土類磁石組成が、下記の組成式で表され:R1vFewCoxByMz、R1:Yを含む1種以上の希土類元素、M:Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Sg、Auの少なくとも1種、13≦v≦20、w=100-v-x-y-z、0≦x≦30、4≦y≦20、0≦z≦3、前記希土類磁石が、下記のi及びiiのいずれかから構成されている:i主相R12FeCo14B、並びに粒界相R1FeCo4B4及びR1、ii主相R12FeCo14B、並びに粒界相R12FeCo17及びR1、請求項1~9のいずれか一項に記載の方法。Mが、R1と合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる添加元素を含み、前記添加元素が、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、前記希土類磁石組成に添加されている、請求項10に記載の方法。13≦v≦17、かつ5≦y≦16である、請求項10又は11に記載の方法。希土類磁石の主相がNd2Fe14Bである、請求項10~12のいずれか一項に記載の方法。前記希土類磁石組成が、下記の組成式で表され:R2aR3bFecCodBeMfR2:Yを含む1種類以上の希土類元素Dy及びTbを除く、R3:Dy及びTbよりなる1種類以上の重希土類元素、M:Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Sg、Auの少なくとも1種13≦a≦20、0≦b≦4、c=100-a-b-d-e-f、0≦d≦30、4≦e≦20、0≦f≦3、前記希土類磁石が、下記のi及びiiのいずれかから構成されている:主相R2R32FeCo14B、並びに粒界相R2R3FeCo4B4及びR2R3相、又は主相R2R32FeCo14B、並びに粒界相R2R32FeCo17及びR2R3、請求項1~9のいずれか一項に記載の方法。Mが、R2及び/又はR2と合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる添加元素を含み、前記添加元素が、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、前記希土類磁石組成に添加されている、請求項14に記載の方法。前記配向処理が熱間加工である、請求項1~15のいずれか一項に記載の方法。下記のi~iiiを満たす、結晶粒及び粒界相を有するナノ結晶組織希土類磁石:i結晶度I410/Ibase=8.0以上ii配向度Mr/Ms=0.7以上1.0以下iii粒子のアスペクト比長辺:短辺=1:1~10:1。下記のivを更に満たす、請求項17に記載のナノ結晶組織希土類磁石:iv結晶粒径=300nm以下。本発明は、ネオジム磁石Nd2Fe14Bで代表される希土類磁石において、磁気特性、特に保磁力を高める熱処理を用いた製造方法を提供することを目的としている。また、本発明は、結晶粒及び粒界相を有する新規なナノ結晶組織希土類磁石を提供することを目的としている。《ナノ結晶組織希土類磁石の製造方法》上記目的を達成するために、本発明によれば、下記の工程を含む、結晶粒及び粒界相を有するナノ結晶組織希土類磁石の製造方法が提供される:希土類磁石組成の溶湯を急冷して、ナノ結晶組織を有する急冷薄片を形成する工程、上記急冷薄片を焼結する工程、得られた焼結体に配向処理を施す工程、及び粒界相の拡散又は流動を可能とするのに十分高く、かつ結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度で、熱処理を施す工程。本発明の望ましい形態においては、上記粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる元素が、上記希土類磁石組成に添加されている。典型的には、上記希土類磁石組成がNd15Fe77B7Gaであり、希土類磁石の主相がNd2Fe14Bであり、Ndと合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる元素が、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、上記希土類磁石組成Nd15Fe77B7Gaに添加されている。また、結晶粒及び粒界相を有する本発明のナノ結晶組織希土類磁石は、下記のi~iiiを満たす:i結晶度I410/Ibase=8.0以上、ii配向度Mr/Ms=0.7以上、及びiii粒子のアスペクト比長辺:短辺=1:1~10:1。本発明の方法においては、粒界相の拡散又は流動を可能とするのに十分高く、かつ結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度で、熱処理を施すことにより、3重点に偏在していた粒界相、すなわち3又はそれよりも多くの結晶粒が接合する箇所においてそれらの結晶粒の間に形成される空間に偏在していた粒界相を、粒界全体に供給して、ナノサイズの主相結晶粒を粒界相が被覆するような状態にし、それによって主相間の交換結合を分断して、希土類磁石の保磁力を増加させる。結晶粒及び粒界相を有する本発明のナノ結晶組織希土類磁石によれば、比較的大きい結晶度、配向度及び粒子のアスペクト比を有することによって、優れた磁気特性を大きな異方性を伴って提供することができる。熱処理による保磁力向上は、マイクロメートルオーダーの結晶組織の希土類磁石には従来から有効であった。しかしながら、熱処理による保磁力向上は、ナノ結晶組織の希土類磁石では組織粗大化の危険性が大きいために、ナノ結晶組織の希土類磁石に適用することは考慮されていなかった。本発明によれば、熱処理による組織の粗大化を防止して、保磁力を向上させることが可能になる。本発明の熱処理を適用する対象は、希土類磁石組成を有し、ナノ結晶組織であり、配向処理を施した希土類磁石である。これらの要件を以下に説明する。組成希土類磁石組成として、代表的な一例は、下記の組成式で表される:R1vFewCoxByMz、R1:Yを含む1種以上の希土類元素、M:Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Sg、Auの少なくとも1種、13≦v≦20、例えば13≦v≦17w=100-v-x-y-z、0≦x≦30、4≦y≦20、例えば5≦y≦160≦z≦3。この希土類磁石は、下記のi及びiiのいずれかから構成されていてよい:i主相R12FeCo14B、並びに粒界相R1FeCo4B4及びR1、ii主相R12FeCo14B、並びに粒界相R12FeCo17及びR1ここで、Mは、R1と合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる添加元素を含むことができ、またこの添加元素は、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、希土類磁石組成に添加されていてよい。希土類磁石組成として、他の代表的な一例は、下記の組成式で表される:R2aR3bFecCodBeMfR2:Yを含む1種類以上の希土類元素Dy及びTbを除く、R3:Dy及びTbよりなる1種類以上の重希土類元素、M:Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Sg、Auの少なくとも1種13≦a≦20、0≦b≦4、c=100-a-b-d-e-f、0≦d≦30、4≦e≦20、0≦f≦3。この希土類磁石は、下記のi及びiiのいずれかから構成されていてよい:主相R2R32FeCo14B、並びに粒界相R2R3FeCo4B4及びR2R3相、又は主相R2R32FeCo14B、並びに粒界相R2R32FeCo17及びR2R3。ここで、Mは、R2及び/又はR2と合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる添加元素を含むことができ、またこの添加元素は、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、前記希土類磁石組成に添加されていてよい。ナノ結晶組織本発明の方法では、希土類磁石組成の溶湯を急冷して、ナノ結晶から成る組織ナノ結晶組織を有する急冷薄片を形成する。ここでナノ結晶組織とは、結晶粒がナノサイズの多結晶組織である。ナノサイズとは、単磁区のサイズ以下であり、例えば10nm~300nm程度である。急冷速度は、凝固組織がナノ結晶組織となるのに適した範囲である。急冷速度がこの範囲より遅いと凝固組織が粗大結晶組織となり、ナノ結晶組織が得られない。急冷速度が上記の範囲より速いと凝固組織が非晶質組織となり、ナノ結晶組織が得られない。急冷凝固の方法は特に限定する必要はないが、望ましくは、図1に示した単ロール炉を用いて行なう。ここでは、矢印1の方向に回転する単ロール2の外周面に、ノズル3から合金溶湯を噴射して急冷凝固し、薄片4にする。単ロール法では、ロール外周面に接触する薄片の面から薄片の自由面に向かう一方向凝固により、急冷薄片が凝固形成されるので、薄片自由面最終凝固部に低融点相が形成される。このように薄片の表面上に低融点相が存在すると、焼結工程において低温で焼結反応が起きるので、低温焼結にとって非常に有利である。これと比べて、双ロール法では、薄片の両表面から薄片の中心部に向かう凝固が起きるので、低融点相は薄片の表面ではなく、中心部に形成される。したがって、双ロール法では、単ロール法の場合のような低温焼結効果は得られない。一般に、粗大結晶組織の生成を避けてナノ結晶組織の生成を狙って急冷した場合、速度は適度な範囲より速い方への変動を含みがちになるため、個々の急冷薄片は、ナノ結晶組織か非晶質組織のいずれかとなる。その場合、異なる組織の急冷薄片が混在した状態から、ナノ結晶組織の急冷薄片を選び出す必要がある。そのため、図2に示しているように、弱磁石を用いて、急冷薄片を結晶質薄片と非晶質薄片とに分別する。すなわち、急冷薄片1のうち、非晶質薄片は弱磁石で磁化されるので、落下せず2、結晶質薄片は弱磁石で磁化されないので、落下する3。焼結本発明の方法では、生成し、必要に応じて分別したナノ結晶組織の急冷薄片を焼結する。焼結方法は特に限定されないが、ナノ結晶組織が粗大化しないように、できるだけ低温かつ短時間で行なう必要がある。そのため、加圧下で焼結を行なうことが好ましい。加圧下で焼結を行なう場合、焼結反応が促進されるので、低温焼結が可能になり、ナノ結晶組織が維持できる。焼結組織の結晶粒が粗大化しないように、焼結温度への昇温速度も速い方が望ましい。これらの観点から、加圧を伴う通電加熱による焼結、例えば通称放電プラズマ焼結SPS:SparkPlasmaSinteringが望ましい。これによれば、加圧により通電を促進して、焼結温度を低下することができ、かつ短時間で焼結温度にまで昇温できるので、ナノ結晶組織を維持するのに最も有利である。ただし、SPS焼結に限定には限定されず、ホットプレスを用いることもできる。また、ホットプレスの類型として、通常のプレス成形機等を用いて、高周波加熱と付属ヒーターによる加熱を組み合わせた方法も可能である。高周波加熱では、絶縁性ダイスパンチを用いてワークを直接加熱するか、又は導電性ダイスパンチを用いてダイスパンチを加熱し、加熱されたダイスパンチによりワークを間接的に加熱する。付属ヒーターによる加熱は、カートリッジヒーター、バンドヒーター等によりダイスパンチを加熱する。配向処理得られた焼結体に配向処理を施す。代表的な配向処理の手段は、熱間加工である。特に、加工度、すなわち焼結体の厚さの変形の大きさが、30以上、40以上、50以上、又は60以上の強加工が望ましい。焼結体を熱間加工圧延、鍛造、押出加工等することにより、辷り変形に伴って、結晶粒自体及び/又は結晶粒における結晶方向が回転し、磁化容易軸六方晶の場合c軸方向が配向異方化する。焼結体をナノ結晶組織とすることにより、結晶粒自体及び/又は結晶粒における結晶方向が容易に回転し、配向が促進される。これにより、ナノサイズの結晶粒が高度に配向した微細集合組織が達成され、高い保磁力を確保しつつ、残留磁化が著しく向上した異方性希土類磁石が得られる。また、ナノサイズの結晶粒からなる均質な結晶組織により、良好な角形性も得られる。ただし、配向処理の手段は熱間加工に限定されない。配向処理の手段は、ナノ結晶組織のナノサイズを維持して配向させることができる手段であればよい。例えば、異方性粉末水素化-相分解-脱水素-再結合HDDR:Hydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination処理粉末等を磁場中圧粉して固形化した後で、加圧焼結を行なう方法がある。熱処理配向処理後に、熱処理を施す。この熱処理は、粒界の主として3重点に偏在していた粒界相を、粒界全体に拡散又は流動させるために行なう。粒界相が3重点に偏在していると、隣接する主相間に粒界相が存在しない場所があるためあるいは存在量が不十分な場所があるため、このような場所において、複数の主相に跨って交換結合作用が働き、実効的な主相サイズが粗大になり、保磁力が低下する。隣接する主相間に粒界相が十分な量で存在すると、隣接する主相間の交換結合が粒界相によって分断され、主相の実効サイズが微細化されるので、高い保磁力が得られる。ここで、熱処理の温度は、粒界相の拡散又は流動を可能とするのに十分高い温度であって、かつ結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度である。粒界相の拡散又は流動を可能とする温度の指標としては、典型的には粒界相の融点がある。したがって例えば、熱処理温度の下限は、粒界相の融点又は共晶温度よりも高い温度とすることができる。なお、粒界相の融点は、下記に示しているように、添加元素の添加によって低下させることもできる。例えば具体的には、ネオジム磁石では、熱処理温度の下限は、Nd-Cu相の融点又は共晶温度近傍の温度とすることができる。熱処理温度の下限は例えば、450°C以上の温度である。結晶粒の粗大化を防止する温度の指標としては、主相、例えばネオジム磁石ではNd2Fe14B相の粗大化を抑制する温度を挙げることができる。したがって例えば、熱処理温度の加減は、熱処理後の結晶粒径が300nm以下、250nm以下、又は200nm以下になる温度とすることができる。この温度は例えば700°C以下の温度である。なお、本発明に関して、結晶粒径は、投影面積円相当径、すなわち粒子の投影面積と同じ面積を持つ円の直径を意味している。また、熱処理の時間は、1分以上、3分以上、5分以上、又は10分以上であって、30分以下、1時間以下、3時間以下、又は5時間以下とすることができる。ここで、この保持時間は、比較的短時間、例えば5分程度であっても、保磁力を改良する効果を得ることができる。図3を参照して、熱処理の作用効果を説明する。図3は、A従来の焼結希土類磁石及びB本発明のナノ結晶組織希土類磁石についての、1熱処理前の組織写真、2及び2’熱処理前の組織イメージ図、3及び3’熱処理後の組織イメージ図である。ここで、熱処理前後の組織イメージ図において、斜線を施した結晶粒と灰色の結晶粒とは、着磁方向が逆であることを意味している。従来の焼結希土類磁石Aの場合、結晶粒のサイズは、典型的に10μm前後であり、これは、単磁区のサイズである300nm0.3μm程度よりも遥かに大きいため、結晶粒内に磁壁が存在する。したがって、磁化の状態は磁壁移動によって変化する。この従来の焼結希土類磁石Aの場合、熱処理前2では、結晶粒界の3重点に粒界相が偏在しており、3重点以外の粒界には粒界相が存在しないか、存在量が非常に僅かである。このため、粒界は磁壁移動に対して障壁とならず、磁壁が結晶粒界を跨いで隣の結晶粒にまで移動してしまうため、高い保磁力が得られない。これに対して、熱処理後3では、粒界相が3重点から拡散又は流動して、3重点以外の粒界に十分に浸透し、結晶粒を被覆する。この場合には、粒界に十分な量で存在する粒界相が磁壁移動を阻止するので、保磁力が向上する。これに対して、本発明のナノ結晶組織希土類磁石Bの場合、結晶粒のサイズは、典型的には100nm0.1μm前後であり、結晶粒が単磁区粒子であるため、磁壁は存在しない。この本発明のナノ結晶組織希土類磁石Bの場合、熱処理前2では、結晶粒界の3重点に粒界相が偏在しており、3重点以外の粒界には粒界相が存在しないか、存在量が非常に僅かである。このため、隣接する結晶粒間の交換結合に対して粒界が障壁として作用せず、隣接する結晶粒同士が交換結合2’によって一体となるため、磁化反転が隣の結晶粒の磁化反転を誘起してしまい、高い保磁力が得られない。これに対して、熱処理後3では、粒界相が3重点から拡散又は流動して、3重点以外の粒界に十分に浸透し、結晶粒を被覆する。この場合には、粒界に十分な量で存在する粒界相が、隣接する結晶粒間の交換結合を分断する3’ので、保磁力が向上する。更に、この本発明のナノ結晶組織希土類磁石Bの場合、ナノ結晶組織であり、結晶粒径が微小なため、3重点から拡散又は流動した粒界相が、結晶粒を極めて短時間で被覆するので、熱処理時間が大幅に短縮される。添加元素本発明の望ましい態様においては、粒界相の融点を下げる元素が、希土類磁石組成に添加されている。本発明の方法では、このように添加元素によって粒界相の融点を低下させることによって、熱処理を低温で行うこと、すなわち粒子の粗大化を抑制しつつ、粒界の主として3重点に偏在していた粒界相を粒界全体に拡散又は流動させることができる。粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる元素、特に希土類磁石を構成するNdと合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる元素としては、Al、Cu、Mg、Hg、Fe、Co、Ag、Ni、Zn、特にAl、Cu、Mg、Fe、Co、Ag、Ni、Znを挙げることができる。これらの添加元素の添加量は、0.05原子~0.5原子、より好ましくは0.05原子~0.2原子にすることができる。典型例として、上記希土類磁石組成が、上記式R1vFewCoxByMz又はR2aR3bFecCodBeMfで表され、かつNdに富む粒界相が形成される場合、例えば上記希土類磁石組成が、式Nd15Fe77B7Gaで表され、かつ希土類磁石がNd2Fe14Bからなる主相とNdに富む粒界相とから成る場合は、Ndと合金化して粒界相の拡散又は流動が可能になる温度を低下させる元素を、この温度低下の効果が発現し且つ磁気特性及び熱間加工性を劣化させない範囲の量で、特に元素Mとして、上記希土類磁石組成に添加することができる。添加元素-CuCuの添加は、粒界相の融点を低下させるために特に望ましい。この場合のCuの添加量は、0.05原子~0.5原子、より好ましくは0.05原子~0.3原子、更により好ましくは0.05原子~0.2原子にすることができる。添加元素-AlAlは、添加すると最適化熱処時の最適温度を低下もしくは、温度領域を拡大させることができるため、ナノ結晶磁石作製の温度制御範囲を緩和でき、量産工程においては少量添加が望ましい。この場合のAlの添加量は、0原子超~2.0原子、好ましくは0原子超~1.0原子、より好ましくは0.1原子~0.8原子にすることができる。添加元素-Gaなお、Gaの添加は、結晶粒の微細化を達成するために、特に熱間加工後の結晶粒成長を抑制するために、従来から汎用されている。参考までに、上記の添加元素とNdとの2元合金の共晶温度共晶組成の融点を、Nd単体の融点と比較して下記に示している。上述したように融点あるいは共晶温度は、粒界相の拡散又は流動を可能とする温度の指標である。Nd:1024°C融点Nd-Al:635°CNd-Cu:520°CNd-Mg:551°CNd-Fe:640°CNd-Co:566°CNd-Ag:640°CNd-Ni:540°CNd-Zn:630°C《ナノ結晶組織希土類磁石》ナノ結晶組織希土類磁石を製造する本発明の方法において、配向処理を熱間加工によって行う場合、図13に示しているように、熱間加工を行う際に、主相例えばNd2Fe14B相に応力が加わり、特定のすべり面で主相が塑性変形し、配向することがある。また、このような転移や歪が、加工後に残留し、結晶性を悪くして保磁力を低下させることがある。しかしながら、ナノ結晶組織希土類磁石を製造する本発明の方法では、熱間加工による配向処理の後で、粒界相の拡散又は流動を可能とするのに十分高く、かつ結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度での熱処理を行うことによって、主相粒子内の歪成分を除去し、結晶性を向上させて、保磁力を増加させることができる。すなわち、熱間加工による配向処理の後で熱処理を行うことによって、例えば図14で示しているように、熱間加工によって発生した歪や転移を除去して、結晶性の優れた主相を得ることができる。また、このような熱処理を、結晶粒の粗大化を防止するのに十分低い温度で行うことによって、配向処理によって発生した異方性を維持したままで、熱間加工によって発生した歪や転移を除去して、結晶性の優れた主相を得ることができる。このような本発明の方法によって、本発明のナノ結晶組織希土類磁石を得ることができる。本発明のナノ結晶組織希土類磁石は、下記のi~iiiを満たすことができる:i結晶度I410/Ibase=8.0以上、9.0以上、又は10.0以上ii配向度Mr/Ms=0.7以上、又は0.8以上であって、1.0以下iii粒子のアスペクト比長辺:短辺=1:1~20:1、1:1~10:1、又は1:1~5:1。また、このような本発明のナノ結晶組織希土類磁石は、下記のivを更に満たすことができる:iv結晶粒径=300nm以下、250nm以下、又は200nm以下ここで、結晶度I410/Ibaseは、結晶度の大きさの指標であり、この値が大きいことは、結晶度が大きいことを意味している。なお、I410は410面の強度であり、Ibaseは、電子線回折でスポットのない部分でのバックグランドの強度である。配向度Mr/Msは、異方性の大きさの指標であり、この値が大きいことは、異方性が大きいことを意味している。なお、Msは、組成から見積もられる飽和磁化であり、Mrは実際に測定される飽和磁化である。アスペクト比長辺:短辺は、TEM等によってナノ結晶組織希土類磁石の組織を観察したときに、ナノ結晶組織希土類磁石の主相の最長径を長辺の長さとし、それに垂直な方向の最長径を短辺長とすることによって決定できる。結晶粒径は、投影面積円相当径、すなわち粒子の投影面積と同じ面積を持つ円の直径を意味している。なお、本発明の希土類磁石の組成、製造方法等に関しては、希土類磁石を製造する本発明の方法に関する記載を参照できる。実施例1組成Nd15Fe77B7Ga1のナノ結晶希土類磁石、及びAl及びCuが添加された組成Nd15Fe77B6.8Ga0.5Al0.5Cu0.2のナノ結晶希土類磁石を製造した。最終的に得られる組織は、主相であるNd2Fe14B1相と、粒界相であるNdリッチ相Nd又はNd酸化物又はNd1Fe4B4相とから成るナノ結晶組織である。Gaは、粒界相中に富化して粒界の移動を阻止し、結晶粒の粗大化を抑制する。Al、Cuは、粒界相中のNdと合金化して、粒界相の拡散又は流動を可能とする。合金インゴットの作製上記2種類の組成となるようにNd、Fe、B、Ga、Al、Cuの各原料を所定量秤量し、アーク溶解炉にて溶解し、合金インゴットを作製した。急冷薄片の作製合金インゴットを高周波炉で溶解し、得られた溶湯を図1に示しているように銅製単ロールのロール面に噴射して急冷した。用いた条件は下記のとおりであった。《急冷凝固条件》ノズル径:0.6mmクリアランス:0.7mm噴射圧力:0.4kg/cm3ロール速度:2350rpm溶解温度:1450°C分別得られた急冷薄片では、前述したように、ナノ結晶質薄片と非晶質薄片とが混在しているので、図2に示しているように、弱磁石を用いて、をナノ結晶薄片と非晶質薄片とに分別した。すなわち、図2に示しているように、急冷薄片1のうち、非晶質薄片は軟磁性体であり弱磁石で磁化されるので、落下せず2、ナノ結晶急冷薄片は硬磁性体であり弱磁石では磁化されないので、落下した3。落下したナノ結晶急冷薄片のみを収集して、以下の処理に供した。焼結得られたナノ結晶急冷薄片を下記の条件にてSPS焼結した。《SPS焼結条件》焼結温度:570°C保持時間:5分雰囲気:真空10-2Pa面圧:100MPa上記のように、焼結時に面圧100MPaを負荷した。これは、通電を確保するための初期面圧34MPaを超える大きな面圧であり、これにより焼結温度570°C、保持時間5分で焼結密度98=7.5g/cm3が得られた。従来、同等の焼結密度を得るために、加圧なしでは1100°C程度の高温が必要であったのに対して、焼結温度を大幅に低下することができた。ただし、低温焼結の実現には、単ロール法によって急冷薄片の片面に低融点相が形成されたことも寄与している。融点の具体例として、主相Nd2Fe14B1の融点が1150°Cであるのに対して、低融点相の融点は例えば、Ndが1021°C、Nd3Gaが786°Cである。すなわち、本実施例においては、加圧焼結面圧100MPaの加圧自体による焼結温度低下の効果に加えて、急冷薄片の片面にある低融点相による焼結温度低下の効果が複合して、上記570°Cという低温焼結が達成できた。熱間加工配向処理として、SPS装置を用いて下記の強加工条件にて熱間加工を行なった。《熱間加工条件》加工温度:650°C加工圧力:100MPa雰囲気:真空10-2Pa加工度:60熱処理得られた強加工体を2mm角に切断し、下記の条件にて熱処理を行なった。《熱処理条件》保持温度:300~700°Cの範囲で変化室温から保持温度までの昇温速度:120°C/min一定保持時間:30分一定冷却:急冷具体的には、グローブボックス中の熱処理炉から取り出し、グローブボックス中の室温状態で放冷した。雰囲気:Arガス2Pa磁性の評価Al及びCuを添加していないサンプル組成Nd15Fe77B7Ga1、並びにAl及びCuを添加したサンプル組成Nd15Fe77B6.8Ga0.5Al0.5Cu0.2について、VSMにより熱処理前及び熱処理後の磁気特性を測定した。図4に、典型的例として、Al及びCu添加希土類磁石について、600°C熱処理前後の磁化曲線減磁曲線を示している。熱処理によって、保磁力が16.6kOeから18.6kOeまで2kOe向上したことが分かる。図5、並びに表1A及びBに、Al及びCuを添加していないサンプル、並びにAl及びCuを添加したサンプルについて、熱処理前を基準とした保磁力変化率と熱処理温度との関係を示している。Al及びCuを添加していないサンプルでは、熱処理温度600~680°Cの範囲で、熱処理による保磁力増加が認められ、保磁力の増加割合は、最大で3程度0.5kOe程度である。これに対して、Al及びCuを添加したサンプルでは、熱処理温度450~700°Cの広い範囲で、熱処理による保磁力増加が認められ、保磁力の増加割合は最大で13程度と大幅に増加している。すなわち、Al及びCuの添加により、熱処理による保磁力増加の効果が現れる温度範囲が拡大し、保磁力の増加量も向上する。これは、Nd-Al又はNd-Cuの共晶温度がNdの融点に比べて大幅に低いことから、次のように推定できる。すなわち、粒界相にAl及びCuが入ることで、粒界相の拡散又は流動が大きく促進され、主相Nd2Fe14Bの結晶粒界に粒界相が供給され、主相間の交換結合が分断されたため、保磁力が増加したと考えられる。実施例2実施例1で熱間加工まで行なったAl及びCu添加サンプル組成Nd15Fe77B6.8Ga0.5Al0.5Cu0.2について、下記の条件で熱処理を施し、VSMにて磁気特性を測定して、熱処理の保持時間の影響について調べた。《熱処理条件:保持時間を変化》保持温度:600°C一定室温から保持温度までの昇温速度:120°C/min一定保持時間:10秒~30分の範囲で変化冷却:急冷雰囲気:Arガス2Pa図6及び表2に、600°Cでの熱処理の後の保磁力と保持時間との関係を示している。また、熱処理前の保磁力も併せて示している。図6及び表2からは、10秒という短時間でも、熱処理による保磁力の向上効果が得られ、しかも30分までの熱処理でも、その効果は殆ど変化しないことが分かる。結晶粒径が数10μmの従来の焼結磁石では、十分な効果を得るには、熱処理の保持時間は1~10時間であることが必要であった。これに対して、この実施例のナノ結晶磁石では、結晶粒径が典型的には100nm0.1μm前後であり、結晶粒の表面積が従来の焼結磁石より2桁程度小さいため、熱処理によって粒界相が拡散又は流動して結晶粒を被覆するのに要する時間が大幅に短縮されたと考えられる。実施例3実施例1で熱間加工まで行なったAl及びCu添加サンプル組成Nd15Fe77B6.8Ga0.5Al0.5Cu0.2について、下記の条件で熱処理を施し、VSMにて磁気特性を測定して、熱処理温度までの昇温速度の影響について調べた。《熱処理条件:昇温速度を変化》保持温度:600°C一定室温から保持温度までの昇温速度:5~600°C/minの範囲で変化保持時間:30分一定冷却:急冷雰囲気:Arガス2Pa図7及び表3に、熱処理後の保磁力と熱処理温度までの昇温速度の関係を示している。また、熱処理前の保磁力も併せて示している。この範囲では、熱処理による保磁力向上効果に昇温速度依存性はほとんど認められない。一般的には、昇温速度が遅いと組織の粗大化の危険性があり、好ましくないと予想される。昇温速度が速ければ速いほど、組織粗大化を抑制すると共に工程時間の短縮の観点から好ましい。実施例4実施例1において熱間加工までを行なったAl及びCu添加サンプル組成Nd15Fe77B6.8Ga0.5Al0.5Cu0.2について、下記条件で熱処理を行い、TEM透過電子顕微鏡にて熱処理前後の組織観察a面方向から観察を行なった。TEM試料は、FIB集束イオンビームで加工後、イオンミリングにより薄片化した。《熱処理条件》保持温度:600°C室温から保持温度までの昇温速度:120°C/min保持時間:30分冷却:急冷雰囲気:Arガス2Pa図8に熱処理前後のTEM像を示している。熱処理前は、隣り合う主相が粒界相を介さずに単に粒界で直接接している箇所が多く観察された。これに対して熱処理後は、粒界に非晶質の粒界相が存在する箇所が多く見られるように変化していた。主相の結晶粒径は熱処理前後で殆ど変化せずほぼ一定であった。図9にHAADF像とEDX線分析結果を示している。HAADF像では、熱処理前の粒界は、白く現れており、Ndリッチ組成になっていると考えられる。また、EDX線分析結果からも同様のことが推定される。一方、熱処理後の粒界は、HAADF像では黒く現れており、電子密度が低くなっていることが分かった。また、EDX線分析では、熱処理後の粒界相組成は、熱処理前に比べてNdリッチではなくなっていることが分かった。実施例1~4についてのまとめ上記実施例1~4の観察結果から、熱処理前後で粒界相による主相の被覆率が向上し、粒界相の組成が変化し、かつ結晶性も変化している可能性が考えられる。熱処理による粒界相のこのような変化が、主相粒子間の磁気的な交換結合作用を抑制し、保磁力を向上させていると考えられる。実施例5下記の表4の組成の合金インゴットを原料として用いたことを除いて実施例1と同様にして、サンプル4-1~4-7を得た。ただし、ここでは、熱処理は575°Cで行った。得られたサンプル4-1~4-7について、VSMにて磁気特性を測定して、熱処理の保持力変化率への影響について調べた。熱処理前を基準とした保磁力変化量とCu添加量度との関係を、図10に示している。この図10からは、Cuの添加量が0.05原子~1原子では、保磁力が熱処理後に増加したが、Cuの添加量が2原子程度では、保磁力が熱処理後に低下することが理解される。また、残留磁化とCu添加量度との関係を、図11に示している。この図11からは、0~0.2原子までは、初期焼結体の残留磁化0.7Tと比較して、残留磁化が増加した。しかしながら、Cu添加量0.5原子程度では、初期焼結体の残留磁化0.7Tと比較して、残留磁化が低下していた。これは、粒界相のCu濃度が大きすぎる場合には、粒界の流動性が向上しすぎたことにより、塑性加工時に粒界相が積極的に変形し、主相Nd2Fe14Bに変形応力が加わらず、主相の異方化が阻害されたことによると考えられる。したがって、保磁力変化率と残留磁化とを併せて考慮すると、0.05原子~0.5原子程度のCu添加量を好ましく用いることができる。実施例6下記の表5の組成の合金インゴットを原料として用いたことを除いて実施例1と同様にして、サンプル5-1~5-5を得た。ただし、ここでは、熱処理は575°Cで行った。得られたサンプル5-1~5-5について、VSMにて磁気特性を測定して、熱処理の保持力変化率への影響について調べた。熱処理前を基準とした保磁力変化率とAl添加量との関係を、図12に示している。この図12からは、Alの添加量が0超~2原子、特に0超~1原子では、0.2原子のCuのみを含有している場合と比較して、保磁力が熱処理後に増加することが理解される。これは、粒界相に、Cuに加えてAlが入ることによって、粒界相の融点が低下し、それによって熱処理時の粒界相の拡散又は移動が促進されたことによると考えられる。実施例7下記の表6で示している組成の合金インゴットを原料として用いたことを除いて実施例1と同様にして、サンプル7-1を得た。ただし、ここでは、熱処理は525°Cで60分間にわたって行った。得られたサンプル7-1について、熱処理前後のTEM観察結果を図15及び16で示している。この図15及び16からは、熱処理後に結晶粒内の歪や転移が減少していることが理解される。また、図17は、図16のTEM像の電子線回折パターン及び強度プロファイルを示している。図17の電子線回折パターンの動径平均の強度プロファイルからは、熱処理後に強度が増していることが理解できる。この強度の増加は、結晶性の向上を意味している。ここで、熱処理前では、I410/Ibaseは5.9596.8/100.8であり、熱処理後では、I410/Ibaseは10.41048.4/100.8であった。ここで、I410は410面の強度であり、Ibaseは、1.41/Åでの強度、すなわち電子線回折でスポットのない部分でのバックグランドの強度である。また、図18に熱処理前後の減磁曲線を示している。図18からは、熱処理によって保磁力が増加したことが理解される。これは、熱処理によって歪が除去され。結晶性が向上したために、保磁力が増加したことによると考えられる。なお、サンプル7-1の組成主相体積分率:88で見積もられる飽和磁化Msは、1.42T1.61×0.88であり、図18の減磁曲線から見積もられる熱処理後の残留磁化Mrは、1.21Tである。したがって、このサンプルでのMr/Msの値は0.85であった。なお、等方性磁石の場合には、Mr/Msは0.5であり、理想的な異方性磁石の場合完全配向の場合には、Mr/Msは1.0である。