"R-T-Zr-BRはY,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu、から選ばれる少なくとも1種の元素、TはFe,Coから選ばれる少なくとも1種の遷移金属元素希土類金属磁石であって、前記希土類金属磁石はRを29質量~37質量、Zrを0.5を超えて2質量以下含有し、その主相結晶径が0.1μm~0.5μmであり、かつZrが主相結晶粒界に存在し、主相中のZr量と粒界相のZr量の合計に対する粒界相のZrの割合が、60以上であることを特徴とする希土類金属磁石。原料合金の粉砕粒子径が2~10μmであることを特徴とする請求項1に記載の希土類金属磁石。そこで、本発明は、原料合金粉末の調製に、上記した超微粉砕技術を用いることなく、高い磁気特性を有し、特に優れた保磁力を有する、R-T-B系希土類金属磁石にZr元素を添加したR-T-Zr-B系希土類金属磁石を、提供することを目的とする。上記目的を達成するため、本発明は、R-T-Zr-BRはY、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Euから選ばれる少なくとも1種の元素であり、TはFe及びCoの少なくとも一方の元素である。系希土類金属磁石であって、該希土類金属磁石はRを29質量~37質量、Zrを0.5を超えて2質量以下含有し、その主相結晶径が0.1μm~0.5μmであり、かつZrが主相結晶粒界に存在し、主相中のZr量と粒界相のZr量の合計に対する粒界相のZrの割合が、60以上であることを特徴とする希土類金属磁石である。本発明は、原料合金のR-T-B系希土類金属磁石結晶の結晶性を高めてR-T-B系希土類金属磁石結晶粒内にZrなどの添加元素を取り込みにくくすることにより、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒内よりも、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒界間におけるZr濃度が高くなるため、粉砕粒子径によらず、微細組織を持つ高特性のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得ることができる。なお、本発明におけるRは、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Euから選ばれる少なくとも1種の元素であり、TはFe及びCoの少なくとも一方の元素である。Zrについては、Zr又はZrを含む合金である。また、本発明では、成型体の作製に使用するR-T-B系希土類金属磁石粉末の粉砕粒子径が2~10μmであっても、サブミクロンオーダーの組織を持つ焼結磁石体とすることが可能となる。したがって、2μm未満の粒子径まで粉砕するような超微粉砕技術を用いなくても、高保磁力の希土類金属磁石を得ることができる。本発明によれば、2μm未満の粒子径まで粉砕するような超微粉砕技術を用いなくても、高い保磁力を有するR-T-B系希土類磁石を提供することができる。以下、本件R-T-Zr-B系希土類金属磁石の好適な実施形態について詳細に説明する。R-T-Zr-B系希土類金属磁石本実施形態に係るR-T-Zr-B系希土類金属磁石は、構成成分として、R但し、RはY、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Euから選ばれる少なくとも1種の元素である。、B、Fe、Zrを少なくとも含有する。ここで、構成成分とは、R-T-Zr-B系希土類金属磁石に含まれる主要な成分であり、磁気特性の向上に寄与している成分をいう。すなわち、本実施形態のR-T-Zr-B系希土類金属磁石は、優れた保磁力を有するという効果が損なわれない範囲で、上記構成成分とは異なる不可避不純物を含んでいてもよい。このR-T-Zr-B系希土類金属磁石における、Rの含有量は29~37質量であり、好ましくは30~35質量である。なお、R-T-Zr-B系希土類金属磁石における各元素の質量は、R-T-Zr-B系希土類金属磁石全体に対する質量割合である。Rの含有量が29質量未満であると、R-T-Zr-B系希土類金属磁石の主な結晶相であるR2T14B相結晶粒子径がサブミクロンオーダーであるため、従来よりも結晶粒子の体積あたりの表面積が大きいため、結晶粒子間に存在するRリッチ相厚みが薄くなる。その結果、R2T14B相結晶間を磁気的に分離することが困難となり、優れた保磁力が損なわれる。一方、Rが37質量を超えると主な結晶相であるR2T14B相の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。また、Rと酸素との反応によって酸素含有量が増加し、これに伴って保磁力の向上に有効なRリッチ相が減少する傾向がある。Nd、Prは磁石材料として使用される希土類元素の中では、比較的豊富で安価であることから、R-T-Zr-B系希土類金属磁石は、RとしてNd及びPrの少なくとも一方の元素を含むことが好ましく、特にNdを含むことが好ましい。本件、R-T-Zr-B系希土類金属磁石におけるTとは、TはFe及びCoの少なくとも一方の元素である。ここで、Coの含有量は30質量以下であり、好ましくは5~15質量である。CoはFeと同様の相を形成するが、Coを含有することによって、キュリー温度及び耐食性を向上させることができる。R-T-Zr-B系希土類金属磁石におけるZrの含有量は、0.50質量を超えて2.0質量以下であり、好ましくは0.60~1.8質量であり、より好ましくは0.65~1.7質量である。Zrは、焼結工程でのR-T-Zr-B系希土類金属磁石結晶粒子間の焼結を抑制する作用を有するため、焼結体組織の微細化に非常に重要である。Zrが0.50質量以下であると粒成長抑制効果が得られず、Zr2.0質量を超えると、高い磁気特性が得られない。なお、本実施形態に係るR-T-Zr-B系希土類金属磁石は、必須元素である、上述のR、B、Zr、Feの他に、添加元素や不可避的不純物を含んでいてもよい。R-T-Zr-B系希土類金属磁石における酸素の含有量は低いほど好ましく、R-T-Zr-B系希土類金属磁石は酸素を全く含んでいないことがより好ましい。ただし、製造プロセス上、酸素を全く含んでいないR-T-Zr-B系希土類金属磁石を製造することは困難である。このような観点から、酸素の含有量は、好ましくは0.2質量以下であり、より好ましくは0.15質量以下であり、さらに好ましくは0.1質量以下である。R-T-Zr-B系希土類金属磁石は、優れた保磁力を有するという効果が損なわれない範囲で、上述の必須元素とは異なる他の元素を含有していてもよい。例えば、Gaを0.1~0.5質量含有することによって、保磁力を一層向上することができる。Ga以外の他の元素としては、Ti、Bi、Sn、Nb、Ta、Si、V、Ag、Ge等の元素を挙げることができる。ただし、高い磁気特性を維持する観点から、Ga以外の他の元素の含有量は、総量で好ましくは1質量以下であり、より好ましくは0.5質量以下である。本実施形態のR-T-Zr-B系希土類金属磁石の原料合金となる粉砕粒子の平均粒径は、2~10μmであり、より好ましくは4~6μmである。平均粒子径が2μm程度の粉砕粉を得るのは、従来の気流粉砕法を用いれば比較的容易であり、高い生産性が保証される。また粉砕粒子径が小さくなるほど、粉砕粒子の体積あたりの表面積が大きくなるため、粉砕粒子径が2μmを下回ると耐酸化性が著しく低下し、磁気特性が低下しやすくなる。一方、粉砕粒子径が10μmを超えると、焼結工程において液相による毛細管力が十分に発揮されず、焼結が困難となる。R-T-Zr-B系希土類金属磁石の結晶粒子の平均粒子径については、0.2~0.5μmが好ましい。0.2μmを下回ると、たとえば、Nd-Fe-Zr-B系希土類金属磁石結晶においては、Nd2Fe14B結晶の結晶磁気異方性が低下し、高保磁力が得られない。Nd2Fe14B結晶の単磁区臨界径は250~350nm程度と言われているため、この範囲が最も高い保磁力を得られる結晶粒子径範囲となるはずであるが、0.5μm程度の結晶粒子が存在していても、高保磁力が得られるため、本発明では平均粒子径の上限を0.5μmとした。本実施形態のR-T-Zr-B系希土類金属磁石の結晶粒の平均粒径は、20000倍に拡大した走査型電子顕微鏡の観察視野における結晶粒子の粒径の平均値として求めることができる。製造方法次に、本発明にかかるR-T-Zr-B系希土類金属磁石の好適な製造方法について、図面を参照しつつ説明する。図1に本件発明にかかるR-T-Zr-B系希土類金属磁石の製造手順の一例を示す。図1に示すように、本実施形態のR-T-Zr-B系希土類金属磁石の製造方法は、R-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金を準備する準備工程S1と、R-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金にHDDR処理を施して処理合金であるHDDR粉を調製するHDDR処理工程S2と、HDDR粉に水素ガスを吸蔵させる水素吸蔵工程S3と、水素ガスを吸蔵させたHDDR粉を粉砕して平均粒径が2~10μmである合金粉末を得る粉砕工程S4と、合金粉末を磁場中成形して焼結し、焼結体を得る焼結工程S5と、焼結体に時効処理を施す時効処理工程S6とを有する。準備工程準備工程S1では、例えばストリップキャストSC法により、R-T-Zr-B系希土類金属磁石化合物であるR-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金を準備する。合金中のR-T-B系希土類金属磁石結晶の結晶性を高めるため、1000°C~600°Cの範囲において5~48時間保持する。これによりR-T-B系希土類金属磁石結晶の結晶性を高めることができ、ZrをR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子境界に偏在させることができるようになり、焼結工程における粉砕粒子内のR-T-B系希土類金属磁石結晶間の焼結を抑制できるようになり、焼結後もHDDR法などの微結晶化法によって生成した微結晶組織を維持することができるため、R-T-Zr-B系希土類金属磁石の保磁力をさらに改善できる。R-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金の組成は、最終的に得られるR-T-Zr-B系希土類金属磁石の組成と同じとしてもよい。また、2合金法を採用する場合は、組成の異なる2種類のR-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金を準備してもよい。R-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金の組成や配合比は、目的とするR-T-Zr-B系希土類金属磁石の組成に応じて、適宜変更することができる。R-T-Zr-B系希土類金属磁石原料合金の調製方法は、ストリップキャスト法に限定されるものではなく、原料合金中のR-T-B系希土類金属磁石結晶の結晶性を高めることができるのであれば、公知の溶解法等で行ってもよい。原料合金の結晶性は、たとえばSC合金では冷却ロールと接触していた側の面に対するXRDパターンを用いて行う。Nd-Fe-B系合金の場合は、Nd2Fe14B結晶の回折ピークの現れない2θ=34.0~34.5°のベースライン平均回折強度に対する2θ=44.4°付近のピークの回折強度の比が1000以上であることを高結晶合金の目安としている。冷却ロールと接触する面は合金鋳造時に最も急冷される部分であるため、非晶質成分が生成しやすい。この部分の結晶性を評価しておくことで、SC合金全体の結晶性を保証できる。原料合金の結晶性を高めておくことにより、Nd-Fe-B系希土類金属磁石の結晶内にZrが取り込まれにくくなり、結果としてNd-Fe-B系希土類金属磁石結晶間にZrが偏在するようになる。HDDR処理工程HDDR処理工程S2では、準備工程で調製したR-T-Zr-B系原料合金にHDDR処理を施してHDDR粉処理合金を調製する。HDDRHydrogenationDecompositionDesorptionRecombination、水素化相分解脱水素再結合は、例えば、水素吸蔵処理S2-1、脱水素処理S2-2の2段階で行うことができる。水素吸蔵処理S2-1では、R-T-Zr-B系原料合金を、水素ガス雰囲気中、700~900°Cの温度で0.5~5時間保持する。これにより、R-T-Zr-B系原料合金が相分解する。脱水素処理S2-2では、窒素ガスを導入することにより、水素ガスの分圧を例えば100Pa以下にまで低下させ、相分解したR-T-Zr-B系原料合金から、水素を除去する。脱水素処理により、R-T-Zr-B系原料合金が再結晶組織化される。上述の水素吸蔵処理S2-1、脱水素処理S2-2の温度及び時間等の処理条件は、R-T-Zr-B系原料合金の組成に応じて調整することができる。なお、組成が互いに異なる2種類以上のHDDR粉を用いる場合は、別々にHDDR処理を行ってもよく、一緒にHDDR処理を行ってもよい。HDDR処理によって得られるHDDR粉は、粒径が1μm以下の再結晶粒子が複数集合した集合組織となっている。このようにしてHDDR処理するのであるが、原料合金においてZrはR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在しているため、HDDR処理を実施してもZrはR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在しやすくなっている。これによってR-T-B系希土類金属磁石の結晶粒子間の焼結を抑制し、焼結工程を経ても微細結晶組織を保持することが可能となる。ZrがR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に多く存在していることについては、たとえば、TEM-EDS分析法により、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒界を含む領域とR-T-B系希土類金属磁石結晶粒界を含まない領域におけるスポット分析を行い、両者のZr量を比較することによって判定できる。R-T-B系希土類金属磁石結晶粒子内とR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在するZr量の和に対するR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在するZr量の比率は、60以上であればよく、100であることが理想的である。しかしながら、現時点ではR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間のみに限定した分析が困難であり、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒子内に存在するZr由来の信号も含んだ分析結果となっている。そのため、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒子内とR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在するZr量の和に対するR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に存在するZr量の比率が、60以上であれば、ZrがR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子内よりも、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間に多く存在する、と判断してよい。水素吸蔵工程粉砕工程の前に、処理合金に水素を吸蔵させる水素吸蔵工程S3を有することが好ましい。水素吸蔵工程では、HDDR粉を水素ガス雰囲気下で保持することによって、HDDR粉に水素を吸蔵させる。本発明では、HDDR処理された処理合金及び微細な合金粉末を経てR-T-B系希土類磁石を作製しているが、このような処理合金や合金粉末は活性が高く、容易に窒化または酸化されてしまう傾向がある。このため、上述のような水素吸蔵工程によって、HDDR処理された処理合金に水素を吸蔵させることが有効である。これによって、活性な希土類元素が不活性化され、粉砕工程や焼結工程における窒化物や酸化物の生成を低減することが可能となり、R-T-Zr-B系希土類金属磁石の残留磁束密度を維持しつつ保磁力を一層向上させることができる。水素吸蔵工程は、水素ガス雰囲気下、圧力0.05~0.25MPaの圧力、温度20~100°C、保持時間0.5~5時間の条件で行うことが好ましい。粉砕工程粉砕工程S4においては、ステアリン酸亜鉛やオレイン酸アミド等の添加剤を、HDDR粉を基準として0.01~0.3質量程度添加して粉砕することが好ましい。これによって、合金粉末を成形する際の配向性を向上させることができる。粉砕には、ジェットミル、ボールミル乾式湿式、振動ミル、湿式アトライター等を用いることができる。例えば、ジェットミルを用いる場合、分級機を備えたジェットミルを用いることによって、粗粒分級を行うことができる。これによって、所望の平均粒径を有する合金粉末を容易に調製することができる。ジェットミルによる粉砕方法は、高圧の不活性ガス例えば窒素ガスを狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粒であるHDDR粉を加速し、HDDR粉同士の衝突やターゲット又は容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。粉砕粒子径は、2~10μmであればよく、2μm未満の粉砕粒子径とするような超微粉砕技術を用いる必要は無い。10μmを上限とした理由は、以下の通りである。たとえば、Nd-Fe-Zr-B系粉末の焼結では、Nd2Fe14B結晶の構成に寄与しない余剰のNd成分を中心とした低融点成分から生じる液相によって焼結が進行する。これは液相焼結と呼ばれ、液相と粉砕粒子間の毛細管引力が重要であり、この引力が焼結に寄与するのは一般的に10μm以下である。したがって本発明では、粉砕粒径の上限を10μmとした。一方、粉砕粒子径を2μmより小さくするためには、Heガスを粉砕ガスとして使用する気流粉砕法や液体を用いる粉砕などの超微粉砕技術を用いる必要があり、生産性が低い。また粉砕粒子径が小さくなるほど、粉砕粒子の体積あたりの表面積が大きくなるため、耐酸化性が低下し、磁気特性が低下する。なお、ボンド磁石のように特に耐酸化性が重要視される製品に適用する場合には、10μmを超える粉砕粒子径としてもよい。前記のように焼結磁石に適用する場合には液相による毛細管引力が焼結過程で重要となるため、10μm程度が上限となるが、焼結過程を必要としないボンド磁石製造工程では特にそのような制限は無いためである。焼結工程焼結工程S5では、まず、粉砕工程で調製した合金粉末を磁場中で成形して成形体を作製する。磁場中成形は、例えば、955~1353kA/m12.0~17.0kOeの磁場中で、69~196MPa0.7~2.0t/cm2で加圧して行えばよい。次に、成型体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結して焼結体を作製する。焼結温度及び焼結時間は、例えば、それぞれ900~1100°C及び1~5時間とすることができる。焼結工程における焼結条件は、R-T-B系希土類磁石の保磁力HcJに大きく影響するため、組成、粉砕方法、粒度、粒度分布などに応じて、焼結条件を適宜設定することが好ましい。時効処理工程時効処理工程S6では、焼結体を真空又は不活性ガス雰囲気下、所定温度で所定時間保持することによって、R-T-Zr-B系希土類金属磁石を得る。時効処理は、約800°C及び約500°Cの温度において、それぞれ所定時間例えば0.1~5時間保持する2段階処理としてもよく、約500°Cの温度で所定時間例えば0.1~5時間保持する1段階処理としてもよい。時効処理を施すことによって、R-T-Zr-B系希土類金属磁石の保磁力を一層向上させることができる。なお、本実施形態のR-T-Zr-B系希土類金属磁石の製造方法では、上述のHDDR処理工程から焼結工程までの各工程における雰囲気は、酸素濃度が100ppm未満である低酸素雰囲気とすることが好ましい。実施例及び比較例を用いて本発明の内容をより詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。[R-T-Zr-B系希土類金属磁石の作製]実施例1合金原料を準備し、Nd=36.0質量、B=1.00質量、Al=0.1質量、Cu=0.1質量、Zr=1.00質量、Ga=0.3質量、残部=鉄となるような配合とした。以下、この組成の合金を合金Aと称す。この合金原料をもとに溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。このときの溶湯温度約1400°C~1000°Cの範囲における平均冷却速度は、タンディッシュにおける溶湯温度を浸漬熱電対で測定された温度と、ロールが60度回転した位置における合金温度を放射温度計で測定して得られた値との差を、ロールが60度回転する時間で割り返して計算した。その結果、溶湯温度~1000°Cの範囲における平均冷却速度は、800°C/秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。このコンテナ内にて800°C6時間保持した後、冷却して原料合金Aとした。<HDDR処理工程>調製したR-T-Zr-B系原料合金Aに、HDDR処理を施して、HDDR粉を調製した。具体的には、まず、800°Cで水素ガス雰囲気中に1時間保持して、R-T-Zr-B系原料合金Aを水素化相分解させた。次に、Arガスを導入して雰囲気をArガスに切り替えた後、真空引きを行って処理雰囲気を減圧下にし、800°Cで1時間保持して、脱水素処理を行い、再結晶粒子化されたHDDR粉を得た。HDDR粉は0.2~0.5μm程度の結晶粒子径を有する複数の再結晶粒子からなる集合組織を有していた。<水素吸蔵工程>HDDR粉を、水素ガス雰囲気下、圧力0.1MPa、室温の条件で、2時間保持し、HDDR粉に水素を吸蔵させた。<粉砕工程>水素を吸蔵させたHDDR粉に、ステアリン酸亜鉛を、HDDR粉全体を基準として0.1質量添加し、高圧窒素ガスを用いる分級機を備えたジェットミルにより微粉砕を行い、平均粒径が4μmの合金粉末を得た。合金粉末の平均粒径は、粒度分布測定装置株日本レーザー製、商品名:HELOSRODOSを用い、体積平均粒子径として測定した。<焼結工程>得られた合金粉末を1200kA/m15kOeの磁場中において、147MPa1.5ton/cm2で加圧成形して成形体を得た。この成形体を真空中、950~1000°Cで4時間加熱し、焼結体を得た。なお、処理工程から粉砕工程までは、低酸素雰囲気下で行った。得られた焼結体に、Ar雰囲気中、500°C、1時間の条件で時効処理を施し、実施例1のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。実施例2合金原料のZr量を、0.63質量に変更した以外は、実施例1と同様にして実施例2のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。実施例3合金原料のZr量を、2.00質量に変更した以外は、実施例1と同様にして実施例3のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。実施例4合金原料のZr量を、1.80質量に変更した以外は、実施例1と同様にして実施例4のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。実施例5粉砕工程における分級機の分級回転数を変えて、平均粒径が6μmの合金粉末を調製し、当該合金粉末を用いて焼結工程を行ったこと以外は、実施例1と同様にして実施例5のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。実施例6粉砕工程における分級機の分級回転数を変えて、平均粒径が2μmの合金粉末を調製し、当該合金粉末を用いて焼結工程を行ったこと以外は、実施例1と同様にして実施例6のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。実施例7粉砕工程における分級機の分級回転数を変えて、平均粒径が10μmの合金粉末を調製し、当該合金粉末を用いて焼結工程を行ったこと以外は、実施例1と同様にして実施例7のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。実施例8合金原料のNd量を、32質量に変更した以外は、実施例1と同様にして実施例8のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。実施例9粉砕工程における分級機の分級回転数を変えて、平均粒径が2μmの合金粉末を調製し、当該合金粉末を用いて焼結工程を行ったこと以外は、実施例8と同様にして実施例9のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を得た。比較例1合金原料のZr量を、0.30質量に変更した以外は、実施例6と同様にして比較例1のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例2合金原料のZr量を、0.30質量に変更した以外は、実施例1と同様にして比較例2のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例3合金鋳造後の熱処理において800°C1時間保持とした以外は、実施例6と同様にして比較例3のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例4合金原料のR量を、28質量に変更した以外は、実施例6と同様にして比較例4のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例5合金原料のZr量を、0.45質量に変更した以外は、実施例6と同様にして比較例5のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例6合金原料のZr量を、2.40質量に変更した以外は、実施例6と同様にして比較例6のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。比較例7合金原料のZr量を、0.45質量に変更した以外は、実施例5と同様にして比較例7のR-T-Zr-B系希土類金属磁石を作製した。微細組織の評価上述の通り調製した各実施例及び各比較例のR-T-Zr-B系希土類金属磁石の断面を、走査型電子顕微鏡SEM,倍率:20000倍で観察した。SEM観察画面において、50μm×50μmの視野中の粒子の粒径を測定し、測定値の平均値をそれぞれのR-T-Zr-B系希土類金属磁石の結晶粒径とした。結果を表1に示す。Zr存在状態の評価R-T-Zr-B系希土類金属磁石のTEM-EDS分析法により、R-T-Zr-B系希土類金属磁石結晶粒界相が含まれる領域のスペクトルから、粒界相が含まれていない領域のスペクトルを減算し、Zrのピーク位置における残部を粒界相からの信号と考え、差分ピーク積分強度を算出する。一方、粒界相が含まれていない領域のスペクトルにおけるZrのピーク積分強度と、粒界相を含む領域におけるZrのピーク積分強度を合計したものを算出し、前記差分ピーク強度を除すことにより、粒界相に存在するZrの比率を算出する。結果を表1に示す。磁気特性の評価B-Hトレーサーを用いて、各実施例及び各比較例で得られた希土類磁石の磁気特性をそれぞれ測定した。得られた結果を表1に示す。表1に示す結果から、実施例1~8のR-T-Zr-B系希土類金属磁石は、焼結体中においても微細な結晶粒子を有しており、焼結体において優れた保磁力を有していた。また、これらの実施例から粉砕粒子径によらず高い保磁力を得られることがわかる。一方、比較例1と比較例2では、R-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間の焼結を抑制するためのZrが少なすぎたため、焼結後においてHDDR処理後の微細組織を保持できておらず、それらのHcJは実施例1~9よりも劣っていた。比較例3では、原料合金の結晶性が低いため、ZrがR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子内に取り込まれてR-T-B系希土類金属磁石結晶粒子間の焼結抑制効果を十分発揮できなかったため、焼結体中の結晶粒子径は粉砕粒子径と同等まで成長しており、HcJも実施例より低くなった、と考えられる。比較例4は、R量が少なかったため、R-T-Zr-B系希土類金属磁石の結晶粒子間の粒界相厚みが薄くなり、結晶粒子間の磁気的分離が不十分となった結果、HcJが低下したものと考えられる。比較例5では、Zr量が比較例1よりも多いため、焼結体中の結晶粒子径は、比較例1よりも小さいが、やはり粉砕粒子径と同程度まで結晶成長しており、高いHcJが得られていない。比較例6では、詳細は明らかでないが、結晶粒子境界に存在するZr量が多くなったため、磁気特性が悪化したものと考えられる。また、比較例1と比較例2、および比較例5と比較例7では、粉砕粒子径が大きいほどHcJが低くなっており、粉砕粒子径の影響を受けている。一方、実施例1、実施例5、実施例6、および実施例7から、粉砕粒子径によらず、高いHcJを得ることができている。"