"磁石成形体の希土類磁石相がSmとFeを含有する窒化物を主成分とし、該希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の80以上を有し、かつ、Znおよび/またはMnの粒子が、磁石成形体内に分散した構造を有することを特徴とする希土類磁石成形体。Znおよび/またはMnの含有量が、体積率で0超15以下であることを特徴とする請求項1に記載の希土類磁石成形体。前記磁石成形体の保磁率が1.00以上または残留磁束密度が0.75以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の希土類磁石成形体。粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の希土類磁石成形体。前記磁石成形体の厚さが、200~3000μmであることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の希土類磁石成形体。前記磁石成形体が、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなるものであることを特徴とする請求項1~5のいずれか1項に記載の希土類磁石成形体。前記粒子が、SmとFeを含有する窒素化合物を主成分とする希土類磁石粉末と、Zn及び/又はMn粒子と、更に必要に応じて弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子とからなることを特徴とする請求項1~6のいずれか1項に記載の希土類磁石成形体。キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階と、を含み、前記原料粉末が、窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものであり、前記噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、前記固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする請求項1~7のいずれか1項に記載の磁石成形体の製造方法。高圧キャリアガス発生部、キャリアガス加熱ヒータ、原料粉末供給部、キャリアガス加速部および基材保持部を有する装置において、前記高圧キャリアガス発生部及び前記キャリアガス加熱ヒータを経た一次キャリアガス流と、前記原料粉末供給部からの窒化物を含む原料粉末を含有する原料投入ガスとを前記キャリアガス加速部内に投入し混合して加速してなる高速キャリアガス流を大気圧下で噴射して、前記原料粉末を前記基材保持部上の基材に堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法であって、前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものであり、前記高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とする請求項1~7のいずれか1項に記載の希土類磁石成形体の製造方法。前記キャリアガスとして、不活性ガスを使用することを特徴とする請求項8または9に記載の磁石成形体の製造方法。前記原料粉末が、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を更に含有することを特徴とする請求項8~10のいずれか1項に記載の磁石成形体の製造方法。請求項1~7のいずれかに記載の磁石成形体及び請求項8~11のいずれかに記載の製造方法により得られた磁石成形体よりなる群から選ばれてなる少なくとも1種の磁石成形体を用いてなることを特徴とする磁石モータ。しかしながら、非特許文献1に記載の方法でもボンド磁石と比較すれば高密度になるものの、ガスの流速がコールドスプレーより原理的に遅いため、粒子間の密着性がおとり、必ずしも十分な高密度なバルク体が得られない問題がある。また、ガス流速が遅いため、用いることのできる原料粉末として大きい粒子や重い粒子が加速できないうえ、成膜速度が遅く、成膜可能と推定される500μm実測値は175μmよりも厚膜を得ることができていない問題がある。また、真空プロセスの一種であるため、大気圧下でのプロセスと比較して、真空チャンバ内で作製する必要がある。そのため、装置が高額なことと生産性が悪くなる問題もある。そこで、本発明は、厚膜化と高密度化と磁気特性特に保磁力と残留磁束密度と密着性の向上を同時に満足する磁石成形体、および該磁石成形体を効率よく形成する方法を提供することを目的とする。本発明の希土類磁石成形体は、希土類磁石相がSmとFeを含有する窒素化合物を主成分とし、希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の80以上を有し、Zn及び/又はMn粒子が磁石成形体内に分散した構造を有するものである。本発明によれば、希土類磁石相がSmとFeを含有する窒素化合物を主成分とし、希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の80以上を有し、Zn及び/又はMn粒子が磁石成形体内に分散した構造を有する。そのため、磁石成形体内部に混合されたZnやMnの微細粒子によって、磁石成形体内部の磁石粒子の表面の保磁力が改善されるため、磁気特性に優れた磁石成形体を得ることができる。磁石の正味含有量が多くなり、小型強力磁石が得られる。その結果、従来、樹脂で固化成形して使用されていたボンド磁石用の磁石粉末を高密度で固化成形でき、かつ、磁気特性を向上させつつ大幅に膜厚を向上できるため、モータの小型高性能化に寄与することができる。以下、添付した図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。なお、図面の説明において同一の要素には同一の符号を付し、重複する説明を省略する。また、図面の寸法比率は、説明の都合上誇張されており、実際の比率とは異なる場合がある。A磁石成形体第1の実施形態本実施形態は、磁石成形体の希土類磁石相がSmとFeを含有する窒素化合物を主成分とし、該希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の80以上を有し、かつ、Zn/Mn粒子が、磁石成形体内に分散した構造を有する希土類磁石成形体である。ここで、Zn/Mn粒子とは、Znおよび/またはMnの粒子をいう。また、窒素化合物を窒化物とも称する。かかる第1の実施形態の磁石成形体の構成を有することにより、磁石成形体内部に混合されたZnやMnの微細粒子によって、磁石成形体内部の磁石粒子の表面の保磁力が改善されるため、磁気特性に優れた磁石成形体を得ることができる。これは、そもそも、希土類磁石相磁石粒子の構成元素としてZnやMnを含有していなくても、皮膜形成時に混合するだけで、磁石成形体内部にZn粒子やMn粒子が均一微細に分散され、かつ磁石の保磁力を効果的に向上できるためである。そのため、磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度に優れた磁石成形体とすることができる点で優れている。さらに磁石の正味含有量が多くなり、小型強力磁石が得られる。その結果、従来、樹脂で固化成形して使用されていたボンド磁石用の磁石粉末を高密度で固化成形でき、かつ、磁気特性を向上させつつ大幅に膜厚を向上できるため、モータの小型高性能化に寄与することができる。以下、磁石成形体の構成及び製造方法第2の実施形態について、順次説明する。1磁石成形体の構成本実施形態の磁石成形体の構成としては、1SmとFeを含有する窒化物単にSm-Fe-Nとも称するを主成分とする希土類磁石相と、2Zn/Mn粒子と、更に3任意成分として特定の非磁性金属粒子とからなる。また磁石成形体を構成する粒子同士の間に空隙部を有する構造となっている。ここで、Zn/Mn粒子とは、Znおよび/またはMn粒子をいう。また特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記1~3の構成につき、説明する。1aSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相本実施形態の磁石成形体は、Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相を含有するものである。これにより、従来のプロセスでは得られなかった高密度な窒化物の磁石成形体理論密度の80以上を有するを得ることができ、モータ等のシステムの小型化ができる点で優れている。Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相としては、例えば、Sm2Fe17Nxここで、xは、好ましくは1~6、より好ましくは1.1~5、更に好ましくは1.2~3.8、より好ましくは1.7~3.3、特に好ましくは20~3.0、Sm2Fe17N3、Sm0.75Zr0.25Fe0.7Co0.3Nxここで、xは、好ましくは1~6である、SmFe11TiNxここで、xは好ましくは1~6である、Sm8Zr3Fe8485N15、Sm7Fe93Nxここで、xは、好ましくは1~20であるなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。より好ましくは、Sm2Fe14Nxx=2.6~2.9、特に好ましくは、Sm2Fe14Nxx=2.6~2.8、中でも好ましくは、Sm2Fe14Nxx=2.8を主成分とする希土類磁石相を有するのが望ましい。これは、SmFeNxは、x=2.6~2.9、特に2.6~2.8、なかでも2.8で異方性磁界と飽和磁化が最大になり、磁気特性に優れるためである。これらSm-Fe-Nは1種単独でもよいし、2種以上を有する磁石成形体でもよい。更に、異なる種類のSm-Fe-Nの希土類磁石相が積層されてなる多層構造の磁石成形体であってもよい。この場合、多層構造の各層のSm-Fe-Nに関しても1種単独でもよいし、2種以上を有する磁石成形体でもよい。1b主成分Sm-Fe-Nの含有量本実施形態の希土類磁石相としては、Sm-Fe-Nを主成分とするものであればよく、Sm-Fe-Nを希土類磁石相全体に対して50質量以上、好ましくは80質量以上、より好ましくは90質量以上、さらに好ましくは90~99質量である。なお、さらに好ましくは範囲の上限値を99質量とし、100質量としていないのは、表面の酸化物や不可避的不純物が含まれている為である。すなわち、本実施形態では50質量以上であればよく、100質量のものを使用することも可能であるか、実際上、表面の酸化物や不可避的不純物を取り除くことは困難かつ複雑ないし高度な精製精錬技術を用いる必要があり、高価である。そのため、さらに好ましい範囲には含めていないものである。1cSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相に含まれる他の成分等Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相には、他の元素を含有したものも本実施形態の技術範囲に含まれるものである。含有してよい他の元素としては、例えば、Ga、Nd、Zr、Ti、Cr、Co、Zn、Mn、V、Mo、W、Si、Re、Cu、Al、Ca、B、Ni、C、La、Ce、Pr、Pm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Th、MMなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは1種単独又は2種以上を含有してもよい。これらの元素は主にSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相の相構造の一部と置換されるか、挿入されるなどして導入されるものである。同様に、Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相には、Sm-Fe-N以外の他の希土類磁石相を含んでいてもよい。こうした他の希土類磁石相としては、Sm-Fe-N以外の他の既存の希土類磁石相が挙げられる。かかる他の既存の希土類磁石相としては、例えば、Sm2Fe14B、Sm2Co14B、Sm2Fe1-xCox14Bここで、xは好ましくは0≦x≦0.5である、Sm15Fe77B5、Sm15Co77B5、Sm11.77Fe82.35B5.88、Sm11.77Co82.35B5.88、Sm1.1Fe4B4、Sm1.1Co4B4、Sm7Fe3B10、Sm7Co3B10、Sm1-xDyx15Fe77B8ここで、xは、好ましくは0≦y≦0.4である、Sm1-xDyx15Co77B8ここで、xは、好ましくは0≦y≦0.4である、Sm2Co17Nxここで、xは好ましくは1~6である、Sm15Fe1-xCox77B7Al1、Sm15Fe0.80Co0.2077-yB8Alyここで、yは、好ましくは0≦y≦5である、Sm0.95Dy0.0515Fe77.5B7Al0.5、Sm0.95Dy0.0515Fe0.95Co0.0577.5B6.5Al0.5Cu0.2、Sm4Fe80B20、Sm4.5Fe73Co3GaB18.5、Sm5.5Fe66Cr5Co5B18.5、Sm10Fe74Co10SiB5、Sm3.5Fe78B18.5、Sm4Fe76.5B18.5、Sm4Fe77.5B18.5、Sm4.5Fe77B18.5、Sm3.5DyFe73Co3GaB18.5、Sm4.5Fe72Cr2Co3B18.5、Sm4.5Fe73V3SiB18.5、Sm4.5Fe71Cr3Co3B18.5、Sm5.5Fe66Cr5Co5B18.5、SmCo5、Sm2Co17、Sm3Co、Sm3Co9、SmCo2、SmCo3、Sm2Co7等のSm-Co合金系、Sm2Fe17、SmFe2、SmFe3等のSm-Fe合金系、CeCo5、Ce2Co17、Ce24Co11、CeCo2、CeCo3、Ce2Co7、Ce5Co19等のCe-Co合金系、Nd2Fe17等のNd-Fe合金系、CaCu5等のCa-Cu合金系、TbCu7等のTb-Cu合金系、SmFe11Ti等のSm-Fe-Ti合金系、ThMn12等のTh-Mn合金系、Th2Zn17等のTh-Zn合金系、Th2Ni17等のTh-Ni合金系、La2Fe14B、CeFe14B、Pr2Fe14B、Gd2Fe14B、Tb2Fe14B、Dy2Fe14B、Ho2Fe14B、Er2Fe14B、Tm2Fe14B、Yb2Fe14B、Y2Fe14B、Th2Fe14B、La2Co14B、CeCo14B、Pr2Co14B、Gd2Co14B、Tb2Co14B、Dy2Co14B、Ho2Co14B、Er2Co14B、Tm2Co14B、Yb2Co14B、Y2Co14B、Th2Co14B、YCo5、LaCo5、PrCo5、NdCo5、GdCo5、TbCo5、DyCo5、HoCo5、ErCo5、TmCo5、MMCo5、MM0.8Sm0.2Co5、Sm0.6Gd0.4Co5、YFe11Ti、NdFe11Ti、GdFe11Ti、TbFe11Ti、DyFe11Ti、HoFe11Ti、ErFe11Ti、TmFe11Ti、LuFe11Ti、Pr0.6Sm0.4Co、Sm0.6Gd0.4Co5、CeCo0.72Fe0.14Cu0.145.2、CeCo0.73Fe0.12Cu0.14Ti0.016.5、Sm0.7Ce0.3Co0.72Fe0.16Cu0.127、SmCo0.69Fe0.20Cu0.10Zr0.017.4、SmCo0.65Fe0.21Cu0.05Zr0.027.67などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは1種単独ででもよいし、2種以上を有していてもよい。1d希土類磁石相の形状本実施形態のSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相主相結晶相の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、n角柱ここで、mは7以上の整数である形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。なお、Sm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相は結晶構造を有しており、結晶成長により所定の結晶形状とすることもできる。1e希土類磁石相の大きさ平均粒子径本実施形態のSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相の大きさ平均粒子径としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲である。希土類磁石相の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体とすることができる。なお、Sm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相は結晶構造を有しており、結晶成長により所定のサイズの結晶粒とすることもできる。ここで、上記希土類磁石相の平均粒子径は、例えば、SEM走査型電子顕微鏡観察、TEM透過型電子顕微鏡観察などにより粒度分析測定することができる実施例参照。なお、希土類磁石相ないしその断面の中には、球状ないし円形状断面形状ではなく、縦横比アスペクト比が違う不定形状の希土類磁石相が含まれている場合もある。したがって、上記でいう希土類磁石相の平均粒子径は、希土類磁石相の形状ないしその断面形状が一様でないことから、観察画像内の各希土類磁石相の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、希土類磁石相ないしその断面形状の輪郭線上の任意の2点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、X線回折における希土類磁石相の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られる希土類磁石相の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。1f希土類磁石相主相結晶相以外の磁石成形体の構成について本実施形態の磁石成形体において、上記希土類磁石相主相結晶相以外の構成としては、磁石としては機能しない成分として、Znおよび/またはMnの粒子、更に任意成分として特定の非磁性金属粒子が、体積率で全体の15程度あり、残りは隣接する希土類磁石相同士の間の空隙部からなる。かかる構成を取り得ることで、従来、バインダーとして樹脂が充填されて固化成形されていたボンド磁石に対して、こうした樹脂が不要となり軽量化できる。尚且つ使用されていた樹脂量バインダー容積よりも空隙部の体積の方が遙に小さくでき、小型で高密度化できる。その結果、高密度で固化成形でき、モータ等のシステムの小型高性能化に寄与することができる。ここで、希土類磁石として機能しない成分相のうち、本実施形態においてその効果が確認されているものとしては、磁石成形体に分散されてなるZnおよび/またはMnの粒子、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子がある。一方、磁石として機能しない成分相のうち、本実施形態においてその効果が未確認なものとして、Zn/Mn粒子や非磁性金属粒子Cu粒子、Al粒子以外に不可避的な成分がある。主相の境界部などに存在するものであり、希土類磁石相主相結晶相同士の境界部などに存在するものである希土類酸化物相SmO2相、Fe希土類のコンタミ、Feリッチ相、Feプアー相や他の不可避的不純物等である。以下、上記Zn/Mn粒子および非磁性金属粒子につき説明する。2a磁石成形体に分散されてなるZnおよび/またはMnの粒子本実施形態では、磁石成形体に分散されてなるZnおよび/またはMnの粒子Zn/Mn粒子を有する。これは、Sm-Fe-Nの磁気特性改善の元素としては、MnとZnが知られている。Mnは高保磁力化の効果があるが、希土類磁石相主相結晶相に合金元素成分として添加され、Feの置換により保磁力向上効果を発揮している。Znは、低融点のメタルバインダとして用いられており、バルク化時に、Sm-Fe-Nが熱分解で発生するFeと反応して非磁性のFe-Zn化合物を形成することで、保磁力の低下を抑制している。本実施形態では、ZnをSm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相と混合してなる混合成形体とすることで、Znが溶融することがない温度領域で保磁力が劣化しないだけではなく、むしろ用いた原料状態よりも保磁力が向上することを見出したものである。また本実施形態では、MnをSm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相と混合してなる混合成形体とすることで、やはり、SmFe,MnNとしてMnが置換元素として存在していない状態、即ち、SmFeNの希土類磁石相主相結晶相とMn粒子の混合状態混合成形体にもかかわらず、保磁力が向上することを見出したものである。本実施形態では、Zn粒子単独、Mn粒子単独、更にはZn粒子とMn粒子の併用の3形態のいずれでも所望の作用効果を奏することができる点で優れている。なかでも、好ましい形態とすては、Zn粒子単独である実施例1~5、11参照。Znは磁性特性に寄与する十分な効果が得られるが、Mn粒子単独では磁性特性にさほど寄与することができない一定の効果に留まる為である。そのため、実施例にも示すようにMn粒子単独での使用は行っておらず、特定の非磁性金属粒子として好適な1種であるCu粒子と併用するのが好適な態様と言える実施例9、15、16参照。2bZn/Mn粒子の形状本実施形態のZn/Mn粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、N角柱ここで、Nは7以上の整数である。形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。2cZn/Mn粒子の大きさ平均粒子径本実施形態のZn/Mn粒子の大きさ平均粒子径としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲である。Zn/Mn粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体とすることができる。ここで、上記Zn/Mn粒子の平均粒子径は、例えば、SEM走査型電子顕微鏡観察、TEM透過型電子顕微鏡観察などにより粒度分析測定することができる実施例参照。なお、Zn/Mn粒子ないしその断面の中には、球状ないし円形状断面形状ではなく、縦横比アスペクト比が違う不定形状のZn/Mn粒子が含まれている場合もある。したがって、上記でいうZn/Mn粒子の平均粒子径は、Zn/Mn粒子の形状ないしその断面形状が一様でないことから、観察画像内の各Zn/Mn粒子の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、Zn/Mn粒子ないしその断面形状の輪郭線上の任意の2点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、X線回折におけるZn/Mn粒子の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られるZn/Mn粒子の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。2dZn/Mn粒子が磁石成形体内に分散した構造本実施形態では、Zn/Mn粒子は、磁石成形体内に分散した構造を有するものである。詳しくは、上記したように、Zn/Mn粒子は共に、Sm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相と混合してなる混合成形体として、希土類磁石相主相結晶相内部ではなく、希土類磁石相同士の境界線上に適当に分散した構造を有するものである。即ち、Zn/Mn粒子は、磁石成形体内で、SmFe,MnNやSmFe,ZnNなどとしてMnやZnが置換元素として、希土類磁石相主相結晶相内部に存在していない状態である。即ち、SmFeNの希土類磁石相主相結晶相とZn/Mn粒子の混合した状態混合成形体のままで、磁石成形体として存在しているものである。ここで、Zn/Mn粒子は、磁石成形体内に分散した構造は、磁石形成体を切断して断面の組織観察を行い、SEMで回折してマッピング元素をX線回折することで確認することができる。2e磁石成形体に占めるZn/Mn粒の割合体積率本実施形態では、Zn/Mn粒子の含有量合計量は、体積率で0を超えて15以下、好ましくは3~15の範囲であるのが望ましい。なお、Zn粒子とMn粒子を含有する場合の含有比率は特に制限されえるものではなく、任意の含有比率とすることができる例えば、表1の実施例10、17等参照のこと。Zn/Mn粒子の含有量合計量を上記範囲内とすることで、Zn、Mnによる保磁力向上効果を有しつつ、希土類磁石相の正味の含有量が不足することによる残留磁束密度の低下が少ない磁石成形体を得ることができる表1及び図3参照。そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相の構成元素としてZnやMnを含有していなくても、皮膜形成時に上記体積率で0を超えて15以下として混合するだけで、磁石成形体内部にZn/Mn粒子が均一微細に分散され、磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度に優れた磁石成形体とすることができる。即ち、Zn/Mn粒子の含有量合計量が0の場合には十分な磁石特性保磁力、残留磁束密度が得られない問題がある比較例4、5。Zn/Mn粒子の含有量が15以下であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性特に残留磁束密度の向上効果が得られる表1及び図3で実施例1~4と比較例2を対比参照のこと。なお、Zn/Mn粒子の体積率は、SEM走査型電子顕微鏡による断面組織観察を行い、AESオージュ電子分光分析法、EPMA電子プローブマイクロアナリシス等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の10視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。3a粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子本実施形態では、磁石成形体に、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子以下、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子とも略記するを含有していてもよい。弾塑性比が50以下の変形しやすい粒子が、皮膜の厚膜化に伴う応力を緩和するため、厚膜化しても剥離しにくい、保磁力の高い磁石成形体を得ることができる表1の比較例4と5の剥離の有無を参照のこと。また、上記Zn/Mn粒子と同時に、弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子を混合することで、剥離が少なく厚膜化が可能で、保磁力に優れた磁石成形体を得ることができる表1の実施例6~10、12~17参照のこと。上記弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子としては、Ni、Co、Fe以外の金属元素は、非磁性金属元素であり、粉末として得られるものであれば非磁性金属粒子とすることができる。ただし、上記したZn粒子およびMn粒子は、弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子を区別する必要上、当該非磁性金属粒子には含めないものとする。具体体的には、実施例で用いているような、CuやAlといった軟質の合金などが好適に用いられる。ただし、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではない。3b弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の形状本実施形態の上記弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、N角柱ここで、Nは7以上の整数である。形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。3c弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の大きさ平均粒子径本実施形態の弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径としては、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲である。弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体とすることができる。ここで、上記弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径は、例えば、SEM走査型電子顕微鏡観察、TEM透過型電子顕微鏡観察などにより粒度分析測定することができる実施例参照。なお、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子ないしその断面の中には、球状ないし円形状断面形状ではなく、縦横比アスペクト比が違う不定形状の弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子が含まれている場合もある。したがって、上記でいう弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径は、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の形状ないしその断面形状が一様でないことから、観察画像内の各弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子ないしその断面形状の輪郭線上の任意の2点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、X線回折における弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られる弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。3d弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子が磁石成形体内に分散した構造本実施形態では、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子は、磁石成形体内に分散した構造を有するものである。詳しくは、上記したように、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子は、Zn/Mn粒子と同様に、Sm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相と混合してなる混合成形体として、希土類磁石相主相結晶相内部ではなく、希土類磁石相同士の境界線上に適当に分散した構造を有するものである。即ち、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子例えば、Cu、Alは、磁石成形体内で、SmFe,CuNやSmFeNAlなどとしてCuやAlが置換元素として、希土類磁石相主相結晶相内部に存在していない状態である。即ち、SmFeNの希土類磁石相主相結晶相と弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の混合した状態混合成形体のままで、磁石成形体として存在しているものである。ここで、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子は、磁石成形体内に分散した構造は、磁石形成体を切断して断面の組織観察を行い、SEMで回折してマッピング元素をX線回折することで確認することができる。3e磁石成形体に占める弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の割合体積率本実施形態では、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の含有量合計量は、体積率で0を超えて20未満、好ましくは1以上20未満の範囲であるのが望ましい。これは磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度を損ねないためには、体積率としては小さいほど良いが、ゼロになると成膜性が損なわれる特にZn粒子やMn粒子を含有しない場合には、顕著となる。比較例4と5を対比参照のこと。そのため、1以上20未満含有することで効率的に成膜が可能になる点で望ましいといえる。即ち、Zn/Mn粒子の含有量合計量が0で尚且つ非磁性金属粒子の含有量も0の場合には十分な磁石特性保磁力、残留磁束密度が得られない問題がる比較例4と5を対比参照のこと。弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の含有量が20未満であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性特に残留磁束密度の向上効果が得られる比較例1と対比参照。なお、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の体積率は、SEM走査型電子顕微鏡による断面組織観察を行い、AESオージュ電子分光分析法、EPMA電子プローブマイクロアナリシス等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の10視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。3f変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比上記した変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は50以下であればよい。変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比の下限値には、値も臨界的な意味も存在しないが、軟質過ぎると付着強度が小さくなりすぎるので、軟質金属でも2.5程度の弾塑性比があった方が好ましい。また、上限値は、弾塑性比が低いほど、効率的に成膜が可能になるので、好ましくは45以下、より好ましくは40以下とする。よって、変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比として好ましくは2.5~50、より好ましくは2.5~45、特に好ましくは2.5~40の範囲である。変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。図2aは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比を求めるノインデンテーション法に使う実験装置を模式的に表した概略図である。図2bは、図2aの実験装置を使って得られた圧入深さhと荷重Pの関係から弾塑性比の算出するためのグラフを用である。ナノインデンテーション法は、図2aに示すように、実験装置20の基盤図示せず上に載置した試料23の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子21をある荷重まで押し込んだ圧入後、その圧子21を取り除く除荷までの荷重Pと変位圧入深さhの関係圧入負荷-除荷曲線を測定する方法である。図2bに示す、圧入負荷曲線は材料の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。そして。図2bに示す負荷曲線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積実線のハッチ部分が、塑性変形に消費したエネルギーEpである。また負荷曲線の最大荷重点から横軸圧入深さhに下ろした垂線と除荷曲線とで囲まれた面積破線のハッチ部分が、弾性変形で吸収されたエネルギーEeである。以上から、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比=Ep/Ee×100として求められる。例えば、実施例で用いたCu粒子およびAl粒子はいずれも弾塑性比50以下であった。具体的には、Cu粒子の弾塑性比は22であり、Al粒子の弾塑性比は38である。4磁石成形体の理論密度に対する割合について本実施形態の磁石成形体は、前記Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相主相結晶相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の80以上を有するものである。好ましくは理論密度の80以上96.0未満、好ましくは81~95、より好ましくは82~94.6を有するものである。理論密度に対する割合が96.0以上の場合には、表1に示すように、磁気特性特に保磁力、残留磁束密度、密着性が十分に得られない問題がある比較例4、5参照。一方、理論密度に対する割合が80未満の場合には、従来のボンド磁石と変わらず、磁気特性特に保磁力、残留磁束密度の向上効果が得られない為である。詳しくは、表1の比較例1、2および図3の比較例2の値が示すように磁気特性特に残留磁束密度が十分に得られない問題がある。本明細書及び特許請求の範囲で言う理論密度とは、用いた原料粉末中の磁石主相希土類磁石相が、X線解析から求められる格子定数をもつとして、磁石成形体の100の体積を占めるとした場合の密度のことである。理論密度に対する割合は、その値理論密度の値を用いて、理論密度に対する割合に換算したものである。5磁石成形体の保磁率と残留磁束密度本実施形態の磁石成形体は、保磁率が1.00以上または残留磁束密度が0.75以上、好ましくは保磁率が1.05以上または残留磁束密度が0.80以上であるのが望ましい。これは、ホールドスプレ-法を用いてなる磁石成形体であっても、キャリアガスに不活性ガスを用いた場合に限り、上記要件を満足する磁気特性保磁率、残留磁束密度、密着性に優れた磁石成形体が得られるためである。キャリアガスに不活性ガスを用いなければ、保磁率及びは残留磁束密度が著しく低下し、所望の磁石成形体が得られないためである表1の比較例3を参照のこと。なお、保磁率及び残留磁束密度の測定方法は実施例に記載の方法に従って測定したものである。6磁石成形体の厚さ本実施形態の磁石成形体の厚さは、使用用途に応じて適宜調整すればよく特に制限されるものではないが、本実施形態では従来のボンド磁石よりも厚膜化できることから、通常200~3000μm、好ましくは500~3000μm、より好ましくは1000~3000μmの範囲である。これは、従来のAD法による175μm実測値と膜厚の点で特別に顕著な差異はないが、従来のAD法では175μmを超えて厚膜化しようとすると剥離が生じる問題がある。一方、本実施形態では、200μm以上3000μm以下の厚膜であっても、剥離の問題もなく成膜できる点で極めて優れている。更に、磁石成形体の厚さが200μm以上であれば、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性特に保磁力、残留磁束密度、密着性向上を同時に満足した磁石成形体を得ることができ、極めて幅広い用途に適用することができる。特に軽量且つ小型高性能化が図れる為、あらゆる分野の希土類磁石に適用し得る点で優れている。磁石成形体の厚さが3000μm以下であれば、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性特に保磁力、残留磁束密度、密着性向上を同時に満足した磁石成形体を得ることができ、極めて幅広い用途に適用することができる。特に自動車電装分野のように大型の表面磁石型同期モータや埋込磁石型同期モータなどに好適に適用することで軽量且つ小型高性能化が図れる為、電気自動車やハイブリッド自動車の小型軽量化にも大いに貢献し得るものである。7粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなる磁石成形体本実施形態の磁石成形体は、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなるものである。当該工法のメリットは、本実施形態本来の磁力を高める発明の特徴的構成コールドスプレー法により、従来のボンド磁石では実現できなかった理論密度の80以上を達成することができ、磁気特性特に保磁力、残留磁束密度、密着性=剥離強度の向上効果が得られるためである。さらに、そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相主相結晶相の構成元素としてZnやMnを含有していなくても、皮膜形成時に混合するだけで、磁石成形体内部にZn粒子やMn粒子が均一微細に分散され、かつ磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度に優れた磁石成形体とすることができる点で優れている。ここで、粒子とは、磁石成形体の原料粉末をいう。原料粉末としては、1Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相を構成する磁石粉末と、2Zn/Mn粒子と、更に3任意成分として特定の非磁性金属粒子とを含むものを用いることができる。ここで、上記非磁性金属粒子は、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子をいう。ここで、Zn/Mn粒子とは、Znおよび/またはMn粒子をいう。また特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記1~3の原料粉末成分については、第2の実施形態で詳しく説明する。粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法としては、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性保磁力、留磁束密度、密着性向上とを同時に満足する磁石を簡単に得ることができるコールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法を用いるのが望ましい。ただし、かかるコールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法コールドスプレー法に何ら制限されるものではなく、本実施形態の作用効果を有効に発現し得るものであれば、いかなる粉体成膜工法であってもよい。以下、本実施形態の磁石成形体の代表的な製造方法の1つである、コールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法コールドスプレー法を用いてなる磁石成形体の製造方法第2の実施形態につき、図面を用いて説明する。B磁石成形体の製造方法第2の実施形態本発明の第2の実施形態は、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなる磁石成形体の製造方法を用いるものである。第2の実施形態として詳しくは、下記1~2の段階を含む磁石成形体の製造方法である。即ち1キャリアガスと窒化物=窒素化合物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、2噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階と、を含む。加えて本実施形態では、原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものであり、前記1の噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、前記2の固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする磁石成形体の製造方法である。第2の実施形態を別言すれば、高圧キャリアガス発生部、キャリアガス加熱ヒータ、原料粉末供給部、キャリアガス加速部および基材保磁部を有する装置を用いてなる磁石成形体の製造方法である。詳しくは高圧キャリアガス発生部及びキャリアガス加熱ヒータを経た一次キャリアガス流と、原料粉末供給部からの窒化物を含む原料粉末を含有する原料投入ガスとをキャリアガス加速部内に投入し混合して加速してなる高速キャリアガス流を大気圧下で噴射する。かかる高速キャリアガス流の噴射にて、原料粉末を基材保持部上の基材に堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法である。加えて本実施形態では、前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものであり、高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とする磁石成形体の製造方法である。本実施形態によれば、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と高密度化と磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性の向上を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができ、磁気特性の劣化が抑制された所望の磁石成形体を得ることができる。実施例1~17と比較例1~5を対比参照のこと。即ち、本実施形態では、保磁力、残留磁束密度、密着性に優れ、かつ、高密度な磁石成形体を効率よく形成することにある。即ち、本実施形態の特徴のひとつは、磁石粉末を基材に堆積させて磁石成形体を得る装置としてコールドスプレー装置と称される成膜装置を用いてなるコールドスプレー法により成膜したことである。まず、コールドスプレー法による従来のAD法にない特徴として、1粒子速度の高速化による高密度化が達成できるため、磁気特性∝密度が向上する。2より大きな粒子を噴射可能である。そのため、一次粒子の微粒化による凝集二次粒子高密度化していないに起因する磁石成形体の不均質化による局所的な密度のバラツキの発生、ひいては、磁気特性の劣化を効果的に抑制することもできる。また最適な大きさ粒子を用いることで、粒子と空隙部の最適化最適配置が可能となり、所望の理論密度に対する割合を実現させることもできる。3圧倒的に高速な皮膜成長速度を実現することもできる。その結果、厚膜化でバルク体が得られる。以上の従来のAD法にない特徴から、コールドスプレー法の効果として、高密度化により、残留磁束密度B及び硬度が向上する。次に、このコールドスプレー法では、粒子の加速を減圧装置に拠らず、キャリアガスを加熱することによっているため、磁石粉末原料粉末を基材に向けて噴射させて成膜する際に、大気圧下での成膜が可能となるものである。しかしながら、単に磁石粉末にコールドスプレー法を適用するだけでは、磁石粉末が皮膜として成長しない問題があった。これは、硬い磁石粒子によって基材が研磨されたり、一度付着した膜が削られたりするためであった。さらに、磁石成形体としては、厚膜化が必要であるが、数100μm以上の厚さに成長すると、局所的に剥離を生じる問題が生じた。本発明者らは、これらの問題が、微量の柔らかい金属粒子を混合することで解決できることを見出したものである。また、本実施形態による手法コールドスプレー法では、焼結法に比べて著しく低温ではあり、時間は数msec程度の一瞬であるが、粒子加速のため、不可避で数100°Cに加熱される。また、基材温度も衝突エネルギーで100°C以上に到達する場合があり、SmFeN系の希土類磁石のように、熱分解温度が低い磁石粒子を用いた場合に、磁気特性を多少なりとも劣化する場合が生じた。これら全ての問題は、SmFeN系磁石粒子と微量の柔らかい金属粒子群の中からCu/Mn粒子を混合してコールドスプレー法に供する場合に限り解決することを見出したものである。なお、上記、熱分解温度が低い磁石粒子としては、成分にもよるが400~550°C程度とみなせる。不安定な準安定窒素化合物では、200°C程度の分解温度のものもある。そして、こうした熱分解温度が低い磁石粒子を用いた場合に、磁気特性を多少なりとも劣化する場合とは、磁気特性として落ちない特性はなく、保磁力、残留磁化、エネルギー積、角型性と言った、一般的な磁気特性が低下する。本実施形態では、これら全ての問題に対して、SmFeN系磁石粒子と微量の柔らかい金属粒子群の中からZn/Mn粒子、更に必要に応じて弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を混合してコールドスプレー法に供することで解決し得るものである。実施例1~17と比較例1~5を対比参照のこと。1コールドスプレー装置コールドスプレー装置とは、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する装置である。図1は、本発明の磁石成形体に製造方法に用いられてなる、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法として代表的なコールドスプレー法に用いられるコールドスプレー装置構成を模式的に表す概略図である。図1に示すように、本実施形態のコールドスプレー装置10の基本構成としては、高圧キャリアガス発生部11、キャリアガス加熱ヒータ13、原料粉末供給部15、キャリアガス加速部17および基材保持部19が備えられている。更に高圧キャリアガス発生部11からキャリアガス加熱ヒータ13に、低温室温ないし未加熱状態の温度の高圧のキャリアガス=低温ガスを圧送するための配管12が設けられている。また、キャリアガス加熱ヒータ13からキャリアガス加速部17に、キャリアガス加熱ヒータ13で加熱された高温のキャリアガス=一次キャリアガスを圧送するための配管14が設けられている。更に原料粉末供給部15からキャリアガス加速部17内に原料粉末が投入し得るように、原料粉末供給部15からキャリアガス加速部17に原料投入ガスを注入する配管16が設けられている。また、キャリアガス加速部17の例えば、可動式ノズルの先端部と基材保持部19上に設置される基材B表面との間距離は一定間隔をあけて設置配置されている。また、キャリアガス加速部17と基材保持部19との間は大気圧下大気雰囲気である。かかる装置構成により、装置10の稼動時には、キャリアガス加速部17から基材保持部19上の基材表面に向けて、キャリアガス加速部17で加速された高温高圧の高速キャリアガスによって原料粉末が超高速噴射される構成構造となっている。以下、装置の各構成部材につき説明する。1a高圧キャリアガス発生部ここで、高圧キャリアガス発生部11としては特に制限されるものではなく、キャリアガスを封入した高圧ガスボンベや高圧ガスタンク、キャリアガスを高圧下で液化して封入した高圧液化ボンベ、高圧液化タンク、ガスコンプレッサなどが挙げられるが、これらになんら制限されるものではない。なお、当該高圧キャリアガス発生部11から圧送される高圧キャリアガスは低温通常、常温状態であるのが一般的であるが、常温より低い液化ガスや、ヒータで常温より高く加熱したガスなども、適宜使用することが可能である。1bキャリアガスガス加熱ヒータキャリアガスガス加熱ヒータ13としては特に制限されるものではなく、キャリアガスを通す内部配管をコイル状にして当該コイル部位に電流を流して、内部配管を加熱ヒータとして利用して配管内のキャリアガスを加熱する構成構造でもよい。あるいは、キャリアガスを通す内部配管の周囲にヒータを貼付けたり、ヒータコイルを巻付けて加熱ヒータとし、配管内のキャリアガスを加熱する構成構造でもよい。あるいは、キャリアガスを通す内部配管の内面にヒータを貼付けたり、ヒータコイルを巻付けて加熱ヒータとし、配管内のキャリアガスを加熱する構成構造でもよい。更には、遠赤外線ヒータや電磁誘導コイルなどを用いて配管内のキャリアガスを加熱する構成構造としてもよいなど、特に制限されるものではない。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、ガスの加熱手段として有効に活用し得るものであればよく、従来公知のガス加熱手段の中から適宜選択することができる。また、キャリアガス加熱ヒータ13内の内部配管としては、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に400°C程度表1参照の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や高強度Ni合金、高強度Fe合金、Ti合金や所謂、超硬等の金属材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。1c高圧キャリアガス発生部とキャリアガス加熱ヒータとの連結配管本実施形態に用いることのできる連結配管12としては、高圧キャリアガス発生部11から圧送される高圧キャリアガスにより、破裂したり、腐食されたりしない、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金等等の金属材質やアクリル樹脂、ポリアミド樹脂、ポリイミド樹脂等のエンジニアリングプラスチック、炭素繊維材料、テフロンフッ素樹脂についての米国デュポン社の登録商標等の耐圧性の樹脂材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。なお、当該配管12をキャリアガス加熱ヒータ13内の内部配管としても利用する場合には、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に400°C程度表1参照の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金等の金属材質を用いた配管等を利用するのが望ましい。1dキャリアガス加熱ヒータとキャリアガス加速部との連結配管本実施形態に用いることのできる連結配管14としては、キャリアガス加熱ヒータ13から圧送される高温高圧キャリアガスにより、溶融、軟化したり、破裂したり、腐食されたりしない、耐熱性、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金や所謂、超硬等の金属材質を用いた配管等を利用することができる。なお、耐熱性に関しては、780°C未満表2の比較例4参照の高温に耐え得る耐熱性を有するものが望ましく、耐圧性に関しては、0.5MPaを超えて5MPa以下程度のガス圧に耐え得る耐圧性を有するものが望ましい。キャリアガス加熱ヒータ13とキャリアガス加速部17は、一体化したノズル構造をとることで、敢えて連結配管を設けなくてもよい構造にすることも可能である。1e原料粉末供給部原料粉末供給部15では、高圧キャリアガス発生部11からキャリアガスの一部が配管図示せずを通じて圧送されており、原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整されてなる原料投入ガスが形成される。あるいは、原料粉末供給部17では、高圧キャリアガス発生部11とは異なる高圧キャリアガス発生部図示せずからキャリアガスが配管図示せずを通じて圧送されていてもよい。この場合でも、原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整されてなる原料投入ガスが形成される。なお、本実施形態では、原料粉末とキャリアガスとの混合による原料投入ガスの調製方法としては、特に制限されるものではなく、従来公知の他の調製方法の中から適宜選択利用することができることはいうまでもない。また、原料粉末供給部15からの原料投入ガスは、配管14の途中でキャリアガス流と合流するように、配管14に配管16を連結してもよい。1f原料粉末供給部とキャリアガス加速部との連結配管本実施形態に用いることのできる連結配管16としては、高圧キャリアガス発生部11や別の高圧キャリアガス発生部図示せずから圧送される高圧キャリアガスにより、破裂したり、腐食されたりしない、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金等の金属材質やアクリル樹脂、ポリアミド樹脂、ポリイミド樹脂等のエンジニアリングプラスチック、炭素繊維材料等の耐圧性の樹脂材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。なお、当該配管16をキャリアガス加速部15内部にまで導入して、高温高圧のキャリアガスと共に原料粉末を超高速化させて噴射させるのに利用する場合には、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に400°C未満表1参照の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金等の金属材質を用いた配管等を利用するのが望ましい。1gキャリアガス加速部本実施形態に用いることのできるキャリアガス加速部17としては、特に制限されるものではなく、ガスの加速手段として有効に活用し得るものであればよく、従来公知のガスの加速手段の中から適宜選択することができる。具体的には、例えば、キャリアガス加速部17ではアスピレータ式のノズルガン等が用いられる為、水平方向にキャリアガスを流すと、キャリアガス加速部17内の細くなった部分で流速が増すことキャリアガスを高速化させることができる。またキャリアガス加速部17内の細くなった部分で流速が増すため、ベンチュリ効果によって圧力が低下する。この減圧になったキャリアガス流に配管16からの原料投入ガスが流れ込み、結果として配管16の吸い込み口が減圧となり、原料投入ガスが減圧注入される機構原理ないし構造を利用してもよい。しかし、キャリアガスのガスと、原料投入ガスのガス圧に大差が生じると、場合によって、配管16に加熱された一次キャリアガスが逆流する恐れが生じる。そこで、低温ガス12を2系統に分岐して、一方を一次キャリアガスとし、もう一方を原料投入ガスとして、原料粉末供給部に高圧ガスを供給することが一般的である。分岐した2系統のそれぞれに、圧力調整用の減圧弁を設けることで、常に、原料粉末の逆流を防止しつつ、粉末の供給を可能にすることができる。以下、キャリアガス加速部17として上記ノズルガンを用いて説明するが、これに制限されえるものではなく、上記した他のガスの加速手段を用いても以下の説明と同様のことが言える。1h圧力センサ18a図1に示すように、本実施形態では、キャリアガス加速部17内例えば、ノズルガンのチャンバ内に原料粉末を含んだキャリアガス圧力を計測する為の圧力センサ18aが設置されているのが望ましい。これは、噴射時のガス圧原料粉末を含んだキャリアガス圧力を0.5MPa超とすることで、厚膜化と高密度化と磁気特性特に残留磁束密度の向上を同時に満足する磁石成形体の製造方法を提供することができるためである。かかる調整には、高圧キャリアガス発生部11で発生させるキャリアガスや原料投入ガスの圧力等をコントロール調整する等の方法などが挙げられるがこれらに制限されるものではない。なお、圧力センサ18aには、実施例に示すように概ね0.1~5.0MPa程度までは正確に計測できるものを用いるのが望ましい。具体的には、例えば、高温ガス気流中でも使用可能なものとして、Kulite製のXCE,HEMシリーズなどを利用することができる。1i温度センサ18b図1に示すように、本実施形態では、キャリアガス加速部17内例えば、ノズルガンの噴射ノズルの先端部に原料粉末を含んだキャリアガスの温度を計測する為の温度センサ18bが設置されているのが望ましい。キャリアガス加速部17内のキャリアガスの温度を希土類磁石粉末の結晶粒の粒成長温度未満とすることで、原料粉末が溶融ガス化することなくキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材Bに衝突結着堆積化させて皮膜磁石成形体を固化成形することができる。これにより、厚膜化と高密度化と磁気特性特に残留磁束密度の向上を同時に満足する磁石成形体を得ることができる。かかる調整には、キャリアガス加熱ヒータ13内での高圧キャリアガスの加熱条件をコントロール調整する等の方法などが挙げられるがこれらに制限されるものではない。なお、温度センサには、実施例に示すように概ね150~800°C程度までは正確に計測できるものを用いるのが望ましい。具体的には、例えば、Kタイプの熱電対などなどを利用することができる。1j基材保持部19本実施形態に用いることのできる基材保持部19としては、原料粉体をキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成することができるように、当該基材を保持しえるものであればよく、特に制限されるものではない。具体的には、高温高圧のキャリアガスと共に原料粉末を超高速で固相状態のまま基材に衝突させても基材が破損することなく強固に固定できるように耐圧性、耐腐食性、耐候性に優れたものであればよい。好ましくは、基材がキャリアガスの吹付けや原料粉末の衝突堆積化により加熱されて高温化して溶融またはガス化するのを防止して、効果的に熱を逃がすのに適した高熱伝導性部材を用いるのが望ましい。かかる観点から、炭素鋼、ステンレス鋼SUS等の鋼鉄や銅合金、Ni合金、Fe合金、Ti合金、Al合金等の金属材質や各種セラミックス材料、鉱物材料大理石や御影石等の石盤や岩盤などを用いた基材保持部を利用するのが望ましい。なお、効果的に熱を逃がすために基材保持部19に冷却手段を具備させてもよい。例えば、基材保持部19の内部に冷媒水などを循環させることができるように冷却流路を設けてもよいなど、従来公知の冷却手段を適宜適用することができる。上記コールドスプレー装置10では、キャリアガス加速部17から基材保持部19上の基材B表面に、キャリアガス加速部17で加速された高温高圧の高速キャリアガスと原料投入ガスが高速噴射される構成構造となっている。この際、原料粉末は、キャリアガス加速部15内で高温高圧のキャリアガスと気固混合される際に、溶融またはガス化されないように、前段階のキャリアガス加熱ヒータ13でのキャリアガスの加熱による温度調節がなされている。こうして原料粉末を溶融ガス化させずにキャリアガス加速部17の先端部から、高温高圧の高速キャリアガスと共に超高速で噴射し固相状態のまま基材保持部19上の基材B表面に衝突付着堆積化させて皮膜成形体を固化成形するものである。なお、キャリアガスの温度に関しては、本実施形態の重要な要件であるため、別途説明する。1kキャリアガス加速部の先端部と基材保持部上の基材B表面との距離キャリアガス加速部17例えば、ノズルガンの先端部と基材保持部19上に設置される基材B表面との間=噴射ノズル噴射圧と基材との距離は、一定間隔をあけて設置配置されているのが望ましい。かかるキャリアガス加速部17ノズルガンの先端部と基材保持部19上に設置される基材B表面との間距離としては、5~30mm、好ましくは5~20mm、より好ましくは5~15mmの範囲での一定間隔をあけられているのが望ましいである。これは、噴射されるキャリアガスを逃がす空間が制限され、ガスが逃げにくく滞留するガスが抵抗となるため、キャリアガスを好適に逃がすために一定の距離が必要である。かかる観点から、噴射ノズル噴射圧と基材との距離は、5mm以上が必要といえる。即ち、噴射ノズル噴射圧と基材との距離が5mm以上であれば、キャリアガスが逃げやすく抵抗となるおそれがなく、キャリアガスを効率よく周囲に逃がすことができる点で優れている。一方、噴射ノズル噴射圧と基材との距離が30mm以下であれば、空気抵抗で原料粉末希土類磁石粉末が減速しすぎることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突付着して好適に堆積させることができる点で有利である。なお、当該キャリアガスを効率よく回収して再利用してもよいことは言うまでもない。1l基材B1l-1基材Bの材質基材Bの材質としては、例えば、Cu、ステンレス鋼SUS、Al、炭素鋼などの金属基板、シリカ、マグネシア、ジルコニア、アルミナなどのセラミック基板が挙げられる。熱が逃げ易く、比較的安価なCu、Alが望ましく、中でも最も熱が逃げ易く、比較的価格が安定して安価で、製造過程でAlに比して電力使用量が少ない=CO2の発生が少ないことから、Cuが最も望ましい形態の1つである。1l-2基材Bの形状上記では基材保持部19上の基材Bを、平板状のように基材B全面が平面構造であるとして説明したが、当該基板Bが円筒円柱状、球状のような曲面を有する形状の場合でも、既存の塗装技術を用いてこれら円筒円柱状、球状のような形状の所望の箇所に磁石成形体を形成させることはできる。これは、例えば、自動車や家電製品等の塗装技術のように決して一様でない複雑な曲面で構成された自動車ボディ等や家電製品表面に均質な塗膜多層塗膜をノズルガンスプレーガンと基材保持部材19とを用いて形成している。本実施形態でもこうした既に確立された自動車や家電製品等の塗装技術を適用して、あらゆる形状の基材B表面内面を含むに所望の磁石成形体と形成塗装することができるものである。即ち、上記基材Bとしては、特に制限されるものではなく、希土類磁石が用いられる各種用途に応じた形状を持っていればよい。即ち、希土類磁石が用いられる、オーディオ機器のキャプスタンモータ、スピーカ、ヘッドホン、CDのピックアップ、カメラの巻上げ用モータ、フォーカス用アクチュエータ、ビデオ機器等の回転ヘッド駆動モータ、ズーム用モータ、フォーカス用モータ、キャプスタンモータ、DVDやブルーレイの光ピックアップ、空調用コンプレッサ、室外機ファンモータ、電気かみそり用モータなどの民生用電子機器分野;ボイスコイルモータ、スピンドルモータ、CD-ROM、CD-Rの光ピックアップ、ステッピングモータ、プロッタ、プリンタ用アクチュエータ、ドットプリンタ用印字ヘッド、複写機用回転センサなどのコンピュータ周辺機器OA機器;時計用ステッピングモータ、各種メータ、ペジャー、携帯電話用携帯情報端末を含む振動モータ、レコーダーペン駆動用モータ、加速器、放射光用アンジュレータ、偏光磁石、イオン源、半導体製造機器の各種プラズマ源、電子偏光用、磁気探傷バイアス用などの計測、通信、その他の精密機器分野;永久磁石型MRI、心電図計、脳波計、歯科用ドリルモータ、歯固定用マグネット、磁気ネックレスなどの医療用分野;ACサーボモータ、同期モータ、ブレーキ、クラッチ、トルクカップラ、搬送用リニアモータ、リードスイッチ等のFA分野;リターダ、イグニッションコイルトランス、ABSセンサ、回転、位置検出センサ、サスペンション制御用センサ、ドアロックアクチュエータ、ISCVアクチュエータ、電気自動車駆動用モータ、ハイブリッド自動車駆動用モータ、燃料電池自動車駆動用モータ、パワーステアリング、カーナビゲーションの光ピックアップなど自動車電装分野など極めて幅広い分野の各種用途に応じた形状を持っていればよい。但し、本実施形態の希土類磁石が用いられる用途は、上記したほんの一部の製品部品に何ら制限されるものではなく、現在希土類磁石が用いられる用途全般に適用し得るものであることはいうまでもない。さらに、基材を離型材として利用し、基材上に形成した磁石成形体を基材表面から剥離した剥がした磁石成形体のみを取り出して、各種用途に使用することもできる。こうした場合には、基材の形状を使用用途に適用する形状にしておけばよく、多角形三角形、正四角形菱形、六角形、円形等の平板円板形状、多角形三角形、正四角形菱形、六角形、円形等波板状、ドーナツ状など、特に制限さえるものではない。以上が、本実施形態のコールドスプレー装置10の概要である。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する装置であればよく、既存コールドスプレー装置を適宜利用することができる。2コールドスプレー法コールドスプレー法とは、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する方法である。本実施形態では、上記したコールドスプレー装置10用いたコールドスプレー法により、高速キャリアガス流に、原料粉末を投入することにより、キャリアガスにて原料粉末を堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法である。詳しくは、上記コールドスプレー装置10において、高速キャリアガス流に、原料粉末を溶融またはガス化させることなく投入することにより、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま原料粉末を基材に衝突付着して皮膜を形成する。更にかかる操作を繰り返すことで原料粉末を基材上に堆積して堆積物磁石成形体を固化成形する方法である。そして、本実施形態では、前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものであり、前記高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とするものである。好ましくは前記キャリアガスとして、不活性ガスを使用することを特徴とするものであり、更に好ましくは前記原料粉末が、記原料粉末が、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を更に含有することを特徴とするものである。2aキャリアガスここで、キャリアガスとしては、任意のガスを用いることができる。より優れた磁気特性を得るためには、希ガスHe、Ne、Ar、Kr、Xe、Rn、窒素ガスN2などの不活性ガスが挙げられるが、Ar、He、N2など、入手が容易で安価であり、磁気特性を劣化させない不活性ガスを用いることが好ましい。キャリアガスとして、こうした不活性ガスを使用することによって、より磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、高密度な磁石成形体バルク成形体を得ることができる点で優れている。N2ガスは窒化物の分解が生じにくく、N2を用いることで耐熱性特性を高めることができる利点があり、Heガスは分子量が小さく、ガス速度が得やすい利点がある。特に、酸化防止のため水素を含有させても良い。N2-H2ガスであれば、アンモニア分解ガスとして安価に入手できる利点がある。なお、キャリアガスとして、Air空気あるいは酸素ガス等の活性ガスを含むキャリアガスを用いた場合には、比較例3に示すように、磁気特性の保磁力が0.31、残留磁束密度0.34と極端に低く非常悪くなることがわかる。このことから、本実施形態では、上記したように不活性ガスを用いることが好ましいともいえる。2b高速キャリアガスの調製本実施形態で用いられる高速キャリアガスは、コールドスプレー装置10を用いて以下の手順で調製される。まず、キャリアガス発生部11で低温のキャリアガス低温ガスもというを発生させる。発生した低温ガスは配管12内を圧送され、キャリアガス加熱ヒータ13のヒータ加熱により高温のキャリアガス一次キャリアガスともいうとなる。次に、原料粉末供給部15で原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整された原料投入ガスと一次キャリアガスとが混合され、キャリアガス加速部17で加速されて高速キャリアガスが調製される。その後、この原料粉末を含む高速キャリアガスが基材に向けて超高速噴射され、基板上に磁石成形体を形成する。2c低温ガス上記したように低温ガスは、キャリアガス発生部11で発生させた低温のキャリアガスである。2c-1低温ガスの温度ここで、低温ガスの温度としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの温度の大体の目安としては、-30~80°C、好ましくは0~60°C、より好ましくは20~50°Cの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。低温ガスの温度が-30°C以上、好ましくは0°C以上、特に好ましくは20°C以上であれば、配管の結露が防止でき、水分の巻き込みによる材料特性の劣化を防止できるメリットがある。低温ガスの温度が80°C以下、好ましくは60°C以下、特に好ましくは50°C以下であれば、配管素材の劣化が防止できる他、安全上、配管に手を触れても火傷を防止することができる。また、原料粉末が不要な高温にさらされることがなく、安定した品質の磁石厚膜を得ることができるほか、高圧のボンベやタンクなどを冷却することなく安価に利用することができる。2c-2低温ガスの圧力低温ガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの圧力の大体の目安としては、0.3~10MPa、好ましくは0.5~5MPaの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。低温ガスの圧力が0.3MPa以上、特に好ましくは0.5MPa以上であれば、高圧で高速での粉末の加速が可能である。低温ガスの圧力が10MPa以下、特に好ましくは5MPa以下であれば、ガスの高圧化による高価な設備投資が抑制できるメリットがある。2c-3低温ガスの流速流量原料ガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの流量も、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。装置仕様により異なるため一義的に規定することは困難であるが、低温ガスの流量の大体の目安としては、0.1~1.0m3/分の範囲が望ましい。2d一次キャリアガス一次キャリアガスは、キャリアガス発生部11で発生させた低温ガスを配管12で圧送し、キャリアガス加熱ヒータ13でヒータ加熱してなる高温のキャリアガスをいう。2d-1一次キャリアガスの温度=ヒータ加熱温度キャリアガス加熱ヒータ13でのヒータ加熱温度=一次キャリアガスの温度については、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。これは、キャリアガス加熱ヒータ13での加熱温度が高温でも、加熱された高温のキャリアガス一次キャリアガスにより原料粉末が加熱される時間は、混合されてからキャリアガス加速部17ノズルガンのノズル内を通過するごく一瞬である。そのため、磁気特性にはほとんど影響しないためである。上記ヒータ加熱温度としては、ガス種、ガス温度にもよるので、ガス温だけを規定することが難しいが、200~1000°C、好ましくは300~900°C、より好ましくは400~800°Cの範囲である。これは、ガス種、ガス温度、ガス圧力にもよるので、ガス温度だけを規定することが難しい。しかしながら、200°C以上であれば、原料投入ガスと混合した際に、温度が低下しすぎる懸念もなく、低温の原料投入ガスとの混合により原料粉末、噴射時に高速キャリアガスに求められるガス温度に調整することができるためである。一方、1000°C以下であれば、一次キャリアガス温度が高くなりすぎて、原料粉末を劣化させる懸念もなく、キャリアガスガス加熱ヒータ13全体を耐熱性に優れた高価な部品部材を使用しなくてもよく、生産コストを低減することができる点で優れている。以上のことから、ヒータ加熱温度は、200~1000°Cの範囲にとどめることが好ましい。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。2d-2一次キャリアガスの圧力一次キャリアガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。一次キャリアガスの圧力の大体の目安としては、0.3~10MPa、好ましくは0.5~5MPaの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。一次キャリアガスの圧力が0.3MPa以上、特に好ましくは0.5MPa以上であれば、重い金属粒子でも成膜に必要な加速速度に加速が可能である。一次キャリアガスの圧力が10MPa以下、特に好ましくは5MPa以下であれば、ガスの高圧化による高価な設備投資が抑制できるメリットがある。2d-3一次キャリアガスの流速一次キャリアガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。2e原料粉末本実施形態で用いられる原料粉末は、原料粉末供給部15で一次キャリアガスと所定の混合比率となるように調整されて原料投入ガスが調製される。本実施形態で用いられる原料粉末としては、1Sm-Fe-NまたはSm-Feを主成分とする希土類磁石相を構成する磁石粉末と、2Zn/Mn粒子と、更に3任意成分として特定の非磁性金属粒子と、を含むものを用いることができる。ここで、上記Sm-Fe-Nとは、SmとFeを含有する窒化物をいう。上記Sm-Feとは、SmとFeを含有する窒化物以外の化合物をいう。上記Zn/Mn粒子とは、Znおよび/またはMn粒子をいう。上記特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記1~3の原料粉末成分につき説明する。2fSm-Fe-Nを主成分とする磁石粉末希土類磁石相本実施形態の磁石粉末は、Sm-Fe-Nを主成分とするものである。これにより、従来のプロセスでは得られなかった高密度な窒化物の磁石成形体理論密度の80以上を有するを得ることができ、モータ等のシステムの小型化ができる点で優れている。Sm-Fe-Nを主成分とする磁石粉末としては、例えば、Sm2Fe17Nxここで、xは、好ましくは1~6、より好ましくは1.1~5、更に好ましくは1.2~3.8、より好ましくは1.7~3.3、特に好ましくは20~3.0、Sm2Fe17N3、Sm0.75Zr0.25Fe0.7Co0.3Nxここで、xは、好ましくは1~6である、SmFe11TiNxここで、xは好ましくは1~6である、Sm8Zr3Fe8485N15、Sm7Fe93Nxここで、xは、好ましくは1~20であるなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。好ましくは、Sm2Fe14Nxx=2~3のような粉末でも高い磁気特性を発現できる磁石粉末を用いることが望ましい。焼結法と異なり、液相による粒子表面の清浄化作用が期待できないため、焼結プロセスを経て磁気特性を発現する類の焼結磁石用磁石粉末では、本プロセスで磁石成形体を作製しても、十分な特性が期待できないためである。言い換えれば、Sm2Fe14Nxx=2~3のような焼結プロセスの適用が困難な磁石粉末を用いることが望ましいといえる。高速キャリアガス温度が、Sm2Fe14Nxx=2~3のような窒化物磁石粉末が分解する温度以上になると磁気特性が損なわれるからである。本実施形態に用いる磁石粉末として、より望ましくはSm2Fe14Nxx=2.6~2.9、特に好ましくは、希土類磁石相がSm2Fe14Nxx=2.6~2.8構成される磁石粉末を用いることが望ましい。これは、SmFeNxは、x=2.6~2.9、特に2.6~2.8で異方性磁界と飽和磁化が最大になり、磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性=剥離強度に優れるためである。また、本実施形態では、Sm-Feを主成分とする磁石粉末を用いてもよい。これは、製造プロセスでSm-FeをN2キャリアガスにより窒化処理してSm-Fe-Nにできるためである。即ち、キャリアガスにN2ガスを用い、磁石粉末としてSm-Feを含む原料投入ガスを一次キャリアガス高温N2ガス流に投入混合することで高温加熱による窒化処理窒素化がなされ、Sm-Fe-Nになる。そのため窒素化された磁石粉末を高速キャリアガスと共に高速噴射して基材B上に衝突付着し堆積化させて固化成形することにより、Sm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相を有する磁石成形体を得ることができるものである。以下の説明では、Sm-Feを主成分とする磁石粉末も含めてSm-Fe-Nを主成分とする磁石粉末とし、これらをまとめて単に磁石粉末とも称する。2f-1磁石粉末の主成分の含有量本実施形態の磁石粉末の主成分Sm-Fe-Nの含有量は、磁石粉末全体に対して50質量以上、好ましくは80質量以上、より好ましくは90質量以上、さらに好ましくは90~99質量である。なお、さらに好ましくは範囲の上限値を99質量とし、100質量としていないのは、表面の酸化物や不可避的不純物が含まれている為である。すなわち、本実施形態では50質量以上であればよく、100質量のものを使用することも可能であるか、実際上、表面の酸化物や不可避的不純物を取り除くことは困難かつ複雑ないし高度な精製精錬技術を用いる必要があり、高価である。そのため、さらに好ましい範囲には含めていないものである。2f-2磁石粉末に含まれる他の成分等磁石粉末には、主成分Sm-Fe-N以外に他の元素成分を含有したものも本実施形態の技術範囲に含まれるものである。含有してよい他の元素としては、例えば、Ga、Nd、Zr、Ti、Cr、Co、Zn、Mn、V、Mo、W、Si、Re、Cu、Al、Ca、B、Ni、C、La、Ce、Pr、Pm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Th、MMなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは1種単独又は2種以上を含有してもよい。これらの元素は主にSm-Fe-Nを主成分とする希土類磁石相の相構造の一部と置換されるか、挿入されるなどして導入されるものである。同様に、磁石粉末には、Sm-Fe-N以外の他の磁石粉末を含んでいてもよい。こうした他の磁石粉末としては、Sm-Fe-N以外の他の既存の磁石粉末が挙げられる。かかる他の既存の磁石粉末としては、例えば、Sm2Fe14B、Sm2Co14B、Sm2Fe1-xCox14Bここで、xは好ましくは0≦x≦0.5である、Sm15Fe77B5、Sm15Co77B5、Sm11.77Fe82.35B5.88、Sm11.77Co82.35B5.88、Sm1.1Fe4B4、Sm1.1Co4B4、Sm7Fe3B10、Sm7Co3B10、Sm1-xDyx15Fe77B8ここで、xは、好ましくは0≦y≦0.4である、Sm1-xDyx15Co77B8ここで、xは、好ましくは0≦y≦0.4である、Sm2Co17Nxここで、xは好ましくは1~6である、Sm15Fe1-xCox77B7Al1、Sm15Fe0.80Co0.2077-yB8Alyここで、yは、好ましくは0≦y≦5である、Sm0.95Dy0.0515Fe77.5B7Al0.5、Sm0.95Dy0.0515Fe0.95Co0.0577.5B6.5Al0.5Cu0.2、Sm4Fe80B20、Sm4.5Fe73Co3GaB18.5、Sm5.5Fe66Cr5Co5B18.5、Sm10Fe74Co10SiB5、Sm3.5Fe78B18.5、Sm4Fe76.5B18.5、Sm4Fe77.5B18.5、Sm4.5Fe77B18.5、Sm3.5DyFe73Co3GaB18.5、Sm4.5Fe72Cr2Co3B18.5、Sm4.5Fe73V3SiB18.5、Sm4.5Fe71Cr3Co3B18.5、Sm5.5Fe66Cr5Co5B18.5、SmCo5、Sm2Co17、Sm3Co、Sm3Co9、SmCo2、SmCo3、Sm2Co7等のSm-Co合金系、Sm2Fe17、SmFe2、SmFe3等のSm-Fe合金系、CeCo5、Ce2Co17、Ce24Co11、CeCo2、CeCo3、Ce2Co7、Ce5Co19等のCe-Co合金系、Nd2Fe17等のNd-Fe合金系、CaCu5等のCa-Cu合金系、TbCu7等のTb-Cu合金系、SmFe11Ti等のSm-Fe-Ti合金系、ThMn12等のTh-Mn合金系、Th2Zn17等のTh-Zn合金系、Th2Ni17等のTh-Ni合金系、La2Fe14B、CeFe14B、Pr2Fe14B、Gd2Fe14B、Tb2Fe14B、Dy2Fe14B、Ho2Fe14B、Er2Fe14B、Tm2Fe14B、Yb2Fe14B、Y2Fe14B、Th2Fe14B、La2Co14B、CeCo14B、Pr2Co14B、Gd2Co14B、Tb2Co14B、Dy2Co14B、Ho2Co14B、Er2Co14B、Tm2Co14B、Yb2Co14B、Y2Co14B、Th2Co14B、YCo5、LaCo5、PrCo5、NdCo5、GdCo5、TbCo5、DyCo5、HoCo5、ErCo5、TmCo5、MMCo5、MM0.8Sm0.2Co5、Sm0.6Gd0.4Co5、YFe11Ti、NdFe11Ti、GdFe11Ti、TbFe11Ti、DyFe11Ti、HoFe11Ti、ErFe11Ti、TmFe11Ti、LuFe11Ti、Pr0.6Sm0.4Co、Sm0.6Gd0.4Co5、CeCo0.72Fe0.14Cu0.145.2、CeCo0.73Fe0.12Cu0.14Ti0.016.5、Sm0.7Ce0.3Co0.72Fe0.16Cu0.127、SmCo0.69Fe0.20Cu0.10Zr0.017.4、SmCo0.65Fe0.21Cu0.05Zr0.027.67などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは1種単独ででもよいし、2種以上を有していてもよい。2f-3磁石粉末の形状本実施形態の磁石粉末の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、n角柱ここで、mは7以上の整数である形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。なお、Sm-Fe-Nの希土類磁石相主相結晶相は結晶構造を有しており、結晶成長により所定の結晶形状とすることもできる。2f-4磁石粉末の大きさ平均粒子径上記磁石粉末の平均粒子径としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲のものを利用することが好ましい。磁石粉末の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体とすることができる点で優れている。詳しくは、上記磁石粉末の平均粒子径が1μm以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が10μm以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。粉末の平均粒子径の測定方法については、第1の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。2f-5磁石粉末以外の原料粉末の構成について本実施形態の原料粉末において、上記磁石粉末のほかに、Zn/Mn粒子と、更に3任意成分として特定の非磁性金属粒子と、を含むものである。以下、Zn/Mn粒子および非磁性金属粒子につき説明する。2gZn/Mn粒子本実施形態では、原料粉末としてZn/Mn粒子を含む。これは、Sm-Fe-Nの磁気特性改善の元素としては、MnとZnが知られている。Mnは高保磁力化の効果があるが、希土類磁石相主相結晶相に合金元素成分として添加され、Feの置換により保磁力向上効果を発揮している。Znは、低融点のメタルバインダとして用いられており、バルク化時に、Sm-Fe-Nが熱分解で発生するFeと反応して非磁性のFe-Zn化合物を形成することで、保磁力の低下を抑制している。本実施形態では、原料粉末として、Zn粒子を磁石粉末Sm-Fe-Nと混合して、磁石成形体混合成形体を固化形成とすることで、Zn粒子が溶融することがない温度領域で保磁力が劣化しないだけではなく、むしろ用いた原料状態よりも保磁力が向上することを見出したものである。また本実施形態では、原料粉末として、Mn粒子を磁石粉末Sm-Fe-Nと混合して、磁石成形体を固化形成とすることで、やはり、SmFe,MnNとしてMnが置換元素として存在していない状態、即ち、SmFeNの磁石粉末希土類磁石相とMn粒子の混合状態の磁石成形体混合成形体にもかかわらず、保磁力が向上することを見出したものである。本実施形態では、Zn粒子単独、Mn粒子単独、更にはZn粒子とMn粒子の併用の3形態のいずれでも所望の作用効果を奏することができる点で優れている。なかでも、好ましい形態とすては、Zn粒子単独である実施例1~5、11参照。Zn粒子は磁性特性に寄与する十分な効果が得られるが、Mn粒子単独では磁性特性にさほど寄与することができない一定の効果に留まる為である。そのため、実施例にも示すようにMn粒子単独での使用は行っておらず、特定の非磁性金属粒子として好適な1種であるCu粒子と併用するのが好適な態様と言える実施例9、15、16参照。2g-1Zn/Mn粒子の形状本実施形態のZn/Mn粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、N角柱ここで、Nは7以上の整数である。形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。2g-2Zn/Mn粒子の大きさ平均粒子径本実施形態のZn/Mn粒子の大きさ平均粒子径としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲である。Zn/Mn粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体混合成形体とすることができる点で優れている。詳しくは、上記Zn/Mn粒子の平均粒子径が1μm以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体混合成形体を形成することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が10μm以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体混合成形体を形成することができる。粒子の平均粒子径の測定方法については、第1の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。2g-3原料粉末に占めるZn/Mn粒の割合体積率本実施形態では、Zn/Mn粒子の含有量合計量は、体積率で0を超えて15以下、好ましくは3~15の範囲であるのが望ましい。なお、Zn粒子とMn粒子を含有する場合の含有比率は特に制限されえるものではなく、任意の含有比率とすることができる例えば、表1の実施例10、17等参照のこと。原料粉末に占めるZn/Mn粒子の含有量合計量を上記範囲内とすることで、Zn、Mnによる保磁力向上効果を有しつつ、磁石粒子の正味の含有量が不足することによる残留磁束密度の低下が少ない混合成形体を得ることができる表1及び図3参照。そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相の構成元素としてZnやMnを含有していなくても、皮膜形成時に上記体積率で0を超えて15以下として混合するだけで、磁石成形体内部にZn/Mn粒子が均一微細に分散され、磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度に優れた磁石成形体とすることができる。即ち、Zn/Mn粒子の含有量合計量が0の場合には十分な磁石特性保磁力、残留磁束密度が得られない問題がある比較例4、5。Zn/Mn粒子の含有量が15以下であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性特に残留磁束密度の向上効果が得られる表1及び図3で実施例1~4と比較例2を対比参照のこと。なお、Zn/Mn粒子の体積率は、SEM走査型電子顕微鏡による断面組織観察を行い、AESオージュ電子分光分析法、EPMA電子プローブマイクロアナリシス等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の10視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。2h粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子本実施形態では、原料粉末に、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子以下、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子とも略記するを含有していてもよい。原料粉末に弾塑性比が50以下の変形しやすい粒子を含めることで、皮膜の厚膜化に伴う応力を緩和するため、厚膜化しても剥離しにくい、保磁力の高い磁石成形体を得ることができる表1の比較例4と5の剥離の有無を参照のこと。また、原料粉末に、上記Zn/Mn粒子と共に、弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子を混合することで、剥離が少なく厚膜化が可能で、保磁力に優れた磁石成形体を得ることができる表1の実施例6~10、12~17参照のこと。上記弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子としては、Ni、Co、Fe以外の金属元素は、非磁性金属元素であり、粉末として得られるものであれば非磁性金属粒子とすることができる。ただし、上記したZn粒子およびMn粒子は、弾塑性比が50以下の変形しやすい非磁性金属粒子を区別する必要上、当該非磁性金属粒子には含めないものとする。具体体的には、実施例で用いているような、CuやAlといった軟質の合金などが好適に用いられる。ただし、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではない。2h-1弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の形状本実施形態の上記弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい、円柱形状、多角柱例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、N角柱ここで、Nは7以上の整数である。形状、針状ないし棒状形状長軸方向に平行な中央部断面の縦横比アスペクト比が1.0を超えて10以下の範囲が望ましい。、板状形状、円板円盤形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。2h-2弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の大きさ平均粒子径本実施形態の弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径としては、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲である。弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れた所望の磁石成形体混合成形体に寄与できる点で優れている。詳しくは、上記非磁性金属粒子の平均粒子径が1μm以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体混合成形体の固化成形に寄与することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が10μm以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体混合成形体の固化成形に寄与することができる。粒子の平均粒子径の測定方法については、第1の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。2h-3原料粉末に占める非磁性金属粒子の割合体積率本実施形態では、原料粉末に占める上記弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の含有量合計量は、体積率で0を超えて20未満、好ましくは1以上20未満の範囲であるのが望ましい。これは磁気特性保磁力、残留磁石密度、密着性=剥離強度を損ねないためには、体積率としては小さいほど良いが、ゼロになると成膜性が損なわれる特にZn粒子やMn粒子を含有しない場合には、顕著となる。比較例4と5を対比参照のこと。そのため、1以上20未満含有することで効率的に成膜が可能になる点で望ましいといえる。即ち、Zn/Mn粒子の含有量合計量が0で尚且つ非磁性金属粒子の含有量も0の場合には十分な磁石特性保磁力、残留磁束密度が得られない問題がる比較例4と5を対比参照のこと。原料粉末に占める上記弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の含有量が20未満であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性特に残留磁束密度の向上効果が得られる比較例1と対比参照。なお、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子の体積率は、SEM走査型電子顕微鏡による断面組織観察を行い、AESオージュ電子分光分析法、EPMA電子プローブマイクロアナリシス等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の10視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。2h-4変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比上記した変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は50以下であればよい。変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比の下限値には、値も臨界的な意味も存在しないが、軟質過ぎると付着強度が小さくなりすぎるので、軟質金属でも2.5程度の弾塑性比があった方が好ましい。また、上限値は、弾塑性比が低いほど、効率的に成膜が可能になるので、好ましくは45以下、より好ましくは40以下とする。よって、変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比として好ましくは2.5~50、より好ましくは2.5~45、特に好ましくは2.5~40の範囲である。変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。図2aは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比を求めるノインデンテーション法に使う実験装置を模式的に表した概略図である。図2bは、図2aの実験装置を使って得られた圧入深さhと荷重Pの関係から弾塑性比の算出するためのグラフを用である。ナノインデンテーション法は、図2aに示すように、実験装置20の基盤図示せず上に載置した試料23の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子21をある荷重まで押し込んだ圧入後、その圧子21を取り除く除荷までの荷重Pと変位圧入深さhの関係圧入負荷-除荷曲線を測定する方法である。図2bに示す、圧入負荷曲線は材料の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。そして。図2bに示す負荷曲線と除荷曲線とで囲まれた面積実線のハッチ部分が、塑性変形に消費したエネルギーEpである。また負荷曲線の最大荷重点から横軸圧入深さhに下ろした垂線と除荷曲線とで囲まれた面積破線のハッチ部分が、弾性変形で吸収されたエネルギーEeである。以上から、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比=Ep/Ee×100として求められる。2i原料粉末全体の大きさ平均粒子径原料粉末は、上記したように1SmとFeを含有する窒化物単にSm-Fe-Nとも称するを主成分とする希土類磁石相と、2Zn/Mn粒子と、更に3任意成分として特定の非磁性金属粒子とからなる。これらの成分の混合物である原料粉末の平均粒子径は、通常1~10μm、好ましくは2~8μm、より好ましくは3~6μmの範囲のものを利用することが好ましい。即ち、原料粉末の平均粒子径は、経済性を損ねない範囲で、皮膜が成長できるような範囲であれば、特に制限は不要であるが、比重が6~8g/cm3程度の金属粒子であることを考えると、1~10μm程度の範囲にあれば、十分な粒子速度がえられる。そのため、経済的に皮膜が成長することができるので好ましい。また、原料粉末の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、所望の磁石成形体とすることができる点で優れている。即ち、原料粉末の平均粒子径1μm以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。更に原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速=最適な粒子速度で固相状態のまま基材Bに衝突させて高密度の厚膜を形成することができる。また、最適な固体温度で基材Bに衝突させることで、粒子同士が一体化溶融結合することなく適度な空隙を保磁した状態で基材B上に結着付着し、堆積化させることができ、より高密度で磁気特性に優れる堆積物=磁石成形体を固化成形することができる点でも優れている。一方、原料粉末の平均粒子径10μm以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。特に、大気圧下、原料粉末が空気抵抗により失速することなく、最適な粒子速度で固相状態のまま基材Bに衝突させて高密度の厚膜を形成することができる。また、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、最適な固体温度で基材Bに衝突させても粉砕されず、むしろ基材B上への結着付着性に優れ、より高密度で磁気特性に優れる堆積物=磁石成形体を固化成形することができる点でも優れている。粉末の平均粒子径の測定方法については、第1の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。2j原料投入ガス本実施形態で用いられる原料投入ガスは、原料粉末供給部15で原料粉末と原料投入ガス調整用キャリアガスが所定の混合比率となるように調整することで得られる。ここで、原料粉末については、上記した通りである。また、原料投入ガス調整用キャリアガスについては、上記した2aのキャリアガスと同様のものを用いることができる。なお、上記2aのキャリアガスと原料投入ガス調整用キャリアガスは、同じ種類のものを用いてもよいし、異なる種類のものを用いてもよい。好ましくは同じ種類のものを用いるのが粒子速度が双方の重さの違いによるバラツクを防止できる等の点で望ましい。2j-1原料投入ガスの温度ここで、原料投入ガスの温度としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの温度の大体の目安としては、-30~80°C、好ましくは0~60°C、より好ましくは20~40°Cの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。原料投入ガスガスの温度が-30°C以上、好ましくは0°C以上、特に好ましくは20°C以上であれば、配管の結露が防止でき、水分の巻き込みによる材料特性の劣化を防止できるメリットがある。原料投入ガスガスの温度が80°C以下、好ましくは60°C以下、特に好ましくは40°C以下であれば、配管素材の劣化が防止できる他、安全上、配管に手を触れても火傷を防止することができ、また、原料粉末が不要な高温にさらされることがなく、安定した品質の磁石厚膜を得ることができる。2j-2原料投入ガスの圧力原料投入ガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの圧力の大体の目安としては、一次キャリアガス14と同等以上が好ましい。2j-3原料投入ガスの流速流量原料投入ガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの流量は、一次キャリアガスとの流量比によって必要以上にガス温度が高くならないようにする必要がある。流量比一次キャリアガスの流量/原料投入ガスの流量は、1~7、より好ましくは、2~5程度に制御することが好ましい。流量比が7以下であれば、原料粉末の供給過多によるノズルや配管の逼塞などによるトラブルを低減することができ、1以上であれば、高温の一次キャリアガスとの接触による原料粉末の特性劣化を抑制することができる。2j-4原料投入ガスと一次キャリアガス高速キャリアガスとの混合本実施形態においては、原料粉末を原料投入ガスとして一次キャリアガスに投入するには、原料粉末供給部17より原料投入ガスを配管16を通じて上記キャリアガス加速部15に投入すればよい。原料粉末の一次キャリアガス直接、高速キャリアガスに投入してもよい流への投入量としては、少なすぎると不経済で、多すぎると逼塞する恐れがある。どの程度投入するかは、ガスの流量との兼ね合いで、基材への付着速度が最適化するように選択することができる。2j-5原料粉末の供給量また、原料粉末の供給量としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料粉末の供給量の大体の目安としては、1~100g/min、好ましくは5~20g/min、より好ましくは8~10.5g/minの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。原料粉末の供給量が、1g/min以上であれば、比較的生産性が良好で、短時間に目的の膜厚に到達できる。更に、原料投入ガス調整用キャリアガスとの混合比率にもよるが、基材Bに噴射する際に、高速キャリアガスと共に原料粉末が超高速化しすぎて基材Bに衝突して跳ね返さえることもない。そのため、基板Bに衝突付着し、堆積させることができる点で優れている。原料粉末の供給量が、100g/min以下であれば、ノズル詰りなどのトラブルを低減できるメリットがある。更に、原料投入ガス調整用キャリアガスとの混合比率にもよるが、基材Bに噴射する際に、原料粉末が失速することなく、高速キャリアガスと共に超高速で基板Bに衝突付着し、堆積させることができる点で優れている。2j-6一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率としても、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率の大体の目安としては、一次キャリアガス100体積部に対して原料投入ガスを1~7体積部、好ましくは2~5体積部の範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。一次キャリアガス100体積部に対して原料投入ガスが1体積部以上であれば高温の一次キャリアガスとの接触による原料粉末の特性劣化を抑制することができる。更に、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Bに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もなく、良好に衝突堆積化により皮膜を形成することができる。また、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化された磁石厚膜を固化成形することができる点で優れている。一次キャリアガス100体積部に対して原料投入ガスが7体積部以下であれば原料粉末の供給過多によるノズルや配管の逼塞などによるトラブルを低減することができる。更に、高速キャリアガスと共に原料粉末を所望の粒子速度超高速で固相状態のまま基材に衝突堆積させて皮膜を形成することができる。また、かかる操作を繰り返すことで、高密度化された磁石厚膜を固化成形することができる点で優れている。2k高速キャリアガス本実施形態で用いられる高速キャリアガスは、原料投入ガスと一次キャリアガスとが混合され、キャリアガス加速部17で加速されて調製される。2k-1高速キャリアガスの流速本実施形態において、上記高速キャリアガス流の流速は、上記キャリアガス加速部17にて、600m/s以上、好ましくは700m/s以上、より好ましくは音速域である1000m/s以上、特に好ましくは1000~1300m/sの範囲まで高速に加速されるものである。高速キャリアガス流が600m/s以上であれば、コールドスプレー法により、原料粉末を所望の粒子速度で固相状態のまま基材に衝突付着させて皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、基板上に好適に堆積化させることができ、高密度化され磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性等に優れた所望の磁石成形体mm単位製品を固化成形することができる点で優れている。高速キャリアガス流が1300m/s以下であれば、基材表面を磁石粉末原料粉末が削るようになることもなく、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Bに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もない。その結果、基材に良好に衝突付着により皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化され磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性等に優れた磁石成形体を固化成形することができる点で優れている。なお、上記高速キャリアガス流は、キャリアガス加速部17に導入されるまでにキャリアガス発生部11、キャリアガス加熱ヒータ13を経て高温高圧のキャリアガス一次キャリアガス流に調整されてなるものである。2l基材に向けた高速キャリアガスの高速噴射本実施形態では、基材保持保磁部19上に載置固定された基材に向けて上記高速キャリアガスをキャリアガス加速部17より高速噴射することで、基板上に衝突付着して皮膜を形成し、更に堆積させて固体成形することで、所望の磁石成形体を得るものである。これにより厚膜化高密度化され磁気特性特に保磁力、残留磁束密度、密着性等に優れた磁石成形体を得ることができる。2l-1粒子速度噴射速度≒基材Bへの衝突速度本実施形態では、キャリアガス加速部17ノズルガンのノズル先端部より、大気圧下、キャリアガスにて原料粉末を高速噴射して、基材B上に衝突結着付着させ堆積化して堆積物=磁石成形体を固化成形するものである。かかるキャリアガスにて原料粉末を高速噴射する際の粒子速度噴射速度≒基材Bへの衝突速度以下、粒子速度とのみ称するとしては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。キャリアガスにて原料粉末を高速噴射する際の粒子速度としては、600m/s以上、好ましくは700m/s以上、より好ましくは音速域である1000m/s以上、特に好ましくは1000~1300m/sの範囲まで超高速化させることが望ましい。粒子速度が600m/s以上であれば、コールドスプレー法により、大気圧下、原料粉末が空気抵抗により失速することなく、原料粉末を所望の粒子速度で固相状態のまま基材に衝突付着させて皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、基板上に好適に堆積化させることができ、高密度で磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性等に優れる所望の堆積物=磁石成形体;mm単位製品を固化成形することができる点で優れている。粒子速度が1300m/s以下であれば、噴射から衝突までの間に音速を超えることによる摩擦音が発生して、せっかく付与した運動エネルギーの一部を損なうこともなく、超高速化を維持することができる点で優れている。また、基材表面を磁石粉末原料粉末が削るようになることもなく、基材Bに噴射する際の原料粉末の粒子速度が超高速化しすぎて基材に衝突して跳ね返さえることもない。また、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Bに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もない。その結果、基材Bに良好に衝突付着により皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化され磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性等に優れた磁石成形体を固化成形することができる点で優れている。2l-2噴射領域の雰囲気本実施形態では、上記キャリアガス加速部17ノズルガンのノズル先端部から基材Bまでの噴射領域を大気圧下大気圧雰囲気としているのは、従来の減圧下で行うAD法の問題点発明が解決しようとする課題の項目を参照を解消するためである。加えて、噴射領域を大気圧下とすることで、基材B上に衝突結着付着された原料粉末希土類磁石粉末は、基材Bからより表面積の大きな基材保持部19に素早く伝熱して除熱=大気中に放熱されながら、固化成形することで磁気特性の劣化が抑制された磁石成形体を得ることができる点でも優れている。2m高速キャリアガスの温度本実施形態では、高速キャリアガスの温度が、希土類磁石粉末原料粉末の窒化物の分解温度未満であるとすることを特徴とするものである。ここで、高速キャリアガスの温度は、キャリアガス加速部17ノズルガンのノズル先端部から基材Bに向けて高速噴射する際詳しくは噴射直前の温度である。キャリアガス加速部17ノズルガンのノズル先端部に設けた上記温度センサ8bで計測することができる。高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度未満とすることにより、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と特に優れた高密度化と磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性等を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができる。その結果、所望の磁石成形体バルク成形体を得ることができる。表1の実施例1~19と比較例4を対比参照のこと。希土類磁石粉末原料粉末が窒化物を含む場合でも、高速キャリアガスの温度は、希土類磁石粉末原料粉末の種類材質によっても異なる為、一義的に規定できない。そこで、1例を示せば、希土類磁石R-M-XがSm-Fe-N、詳しくはSm2Fe14Nxx=2~3の場合実施例1~19参照、450°C以上で分解が発生した。かかる観点から、高速キャリアガスの温度は100°C以上450°C未満、好ましくは150~400°C、より好ましくは170~380°C、特に好ましくは200~350°Cの範囲である。実施例1~19及び比較例4を対比参照。上記高速キャリアガスの温度が100°C以上であれば、基板に衝突した際に付着しやすく、また生産性にも優れるため好ましい。上記高速キャリアガスの温度が450°C未満であれば、希土類磁石原料粉末=窒化物の分解を抑えることができ、磁気特性特に保磁力、残留磁束密度;比較例4参照の劣化を抑えることができる点で優れている。但し、本実施形態は上記範囲に何ら制限させるものではなく、希土類磁石原料粉末の種類材質ごとに、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内で適宜最適な高速キャリアガスの温度を決定すればよい。ここで、希土類磁石原料粉末が窒化物を含む場合、窒化物の分解温度は、DSC示差走査熱量測定解析にて、分解温度を特定した。例えば、原料粉末が450°C以上で分解が発生した場合、希土類磁石原料粉末=窒化物の分解温度分解開始温度は450°Cとする。なお、希土類磁石粉末原料粉末が窒化物を含む場合、上記に例示した以外の窒化物系の希土類磁石粉末では、概ね窒化物窒素化合物の分解温度が520~530°Cである。このことから、高速キャリアガスの温度としては、分解温度未満である。これは、高速キャリアガスの温度が高ければ高いほど高エネルギーを磁石粉体原料粉末に与えることができる。そのため、窒化物の分解温度未満の場合には、短時間とはいえ窒化物粒子特に表面近傍が分解されるおそれもなく、所望の磁気特性を有効に発現することができる点で好ましい。高速キャリアガスの温度としては好ましくは500°C以下、より好ましくは100~500°C、特に好ましくは100~400°C、なかでも200~300°Cの範囲である。100°C以上であれば、基板上に付着、堆積化させることができ、生産性の観点からも望ましいといえる。なお、高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度以上の高温=780°Cとした場合には、比較例4に示すように、磁気特性の保磁力が0.21、残留磁束密度0.27と極端に低く非常悪くなることがわかる。このことから、本実施形態では、上記したように高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度未満として固化成形するのが好ましいともいえる。ここで言う高速キャリアガス温度とは、上記した通り、原料粉末を含んだ加速された高速キャリアガスの温度のことである。本明細書では、加熱する前のキャリアガスのことを低温ガス、原料粉末を投入する前の加熱されたキャリアガスのことを一次キャリアガス、室温の原料粉末を供給するガスを原料投入ガスと称して、高速キャリアガスと区別する図1参照。この高温キャリアガスの温度は、キャリアガス加熱ヒータ13で加熱された一次キャリアガスと、原料投入ガスの両者を混合した温度になる。この温度調整は、一次キャリアガスと原料投入ガスのガス圧力比で調整できる。なお、キャリアガス温度を達成するのに必要な、1次キャリアガスと原料投入ガスのガス圧力比は、予め予備実験などにより、温度をモニタリングしながら試行錯誤で条件ガス圧力比を決定しておくのが望ましい。これは、使用するコールドスプレー装置のノズル径が変わったり、ガス種、ガス温度が変わると変化するためである。なお、原料粉末を混合した状態で噴射された高速キャリアガスの温度は、基材温度に影響する。基材B上に成膜された磁石皮膜→厚膜は、長時間ガス温度に晒されることになり、高速キャリアガスの温度が上記に規定する温度条件よりも高すぎると磁気特性の劣化を生じるおそれがある。なお、高速キャリアガスの温度が上記に規定する温度範囲内であっても、必要に応じて、徐冷水冷、空冷などを行ってもよいし、熱吸収性のよい基板保持部19を用いて基材B上に成膜された磁石皮膜→厚膜の温度の安定化を図ってもよい。2n原料粉末の超高速噴射による基板上への磁石成形体の固化形成本実施形態では、原料粉末の超高速噴射による基板上への磁石成形体の固化形成するおのである。この際、キャリアガス加速部17ノズルガンの先端部と基材保持部19上に設置される基材B表面との間距離は一定間隔をあけて設置配置されている。また、キャリアガス加速部17として可動式走査式ノズルガンを用いることで、ノズルガンのノズル先端部が一定速度で基材Bに平行上下、左右方向に走査することで、基板全体ないし任意の一部分一定領域に均一な皮膜を形成していくことができる。2n-1ノズルガンを用いる場合のガスノズルの走査速度キャリアガス加速部17として、可動式走査式のノズルガンを用いる場合のガスノズルの走査速度としては、本発明の作用効果を損なわない範囲であれば、特に制限されるものではない。ここで、ノズルガンとは、原料粉末を含んだキャリアガスを噴射するノズルを備えており、ノズルを基材Bに対して走査させることで、皮膜を成長させて厚膜を得るノズルガンをいう。かかるガスノズルの走査速度として、好ましくは1~500mm/s、より好ましくは10~200mm/s、特に好ましくは50~100mm/sの範囲である。ガスノズルの走査速度が、1mm/s以上であれば、加熱領域が均質化し、密着性のよい皮膜が得られるほか、生産効率の低下なく、厚膜化することが可能となる点で優れている。また走査速度が遅いほど直進性に優れる為、基材周辺部への原料粉末の飛散を防止することができ経済的にも優れている他、基板全体に均一な膜厚を形成する上でも有利である。ガスノズルの走査速度が、500mm/s以下であれば、噴霧の不均一によるムラの発生を抑制できるほか、生産効率生産性に優れ、磁石厚膜の量産化による製品コストの低下を図ることができる。また走査速度が速いほど、パス回数を増やして非常に厚膜な磁石を成膜することも可能であるし、非常に大型の磁石厚膜を効率よく形成する上でも有利である。そのため、自動動車分野、特に電気自動車の駆動用モータのように非常に大きく、厚膜なものが必要とされる分野にも十分に対応できる技術といえる点で優れている。2n-2走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態1=多層構造またキャリアガス加速部17として可動式走査式のノズルガンを用いて厚膜化するには、上記平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を複数回繰り返して行うことで所望の厚膜とすることができる。すなわち、1回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動で形成できる皮膜厚さが20μmの場合、1000μmの磁石成形体を固化成形するには、基材全面に亘って50回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行うようにすればよい。この際、厚さ1000μmの磁石成形体の種類の異なる希土類磁石による2層構造とする場合には、例えば、1層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って25回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。その後、2層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って25回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行うことで、各層の厚さが500μmの2層構造の磁石成形体を形成することができる。同様にして、各層の厚さを任意に調整し、各層ごとに種類の異なる希土類磁石による多層構造の磁石成形体を実現することができる。2n-3走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態2=分画構造また、基材の左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成する場合には、例えば、2台の可動式ノズルガンを用い、そのうちの1台の可動式ノズルガンで基材表面の右半分に亘って50回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。これと同期して、もう1台の可動式ノズルガンで基板表面の左半分に亘って50回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。この際、2台可動式ノズルガンにはそれぞれ種類の異なる原料粉末希土類磁石を用いることで左右の繋ぎ目に段差などのムラや凹凸のない左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することができる。かかる操作を応用することで、基材上に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を複数組み合わせた磁石成形体を形成することができる。具体的には、基材を格子状に16分割したような場合には、当該16分割分画した領域ごとに種類の異なる希土類磁石による細分化構造の磁石成形体を形成することもできる。この際、連続して種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできるが、必要に応じて、当該16分割分画した格子線上部分には磁石成形体を形成せずに、個々に独立した16種類の磁石成形体を形成することもできる。即ち、不連続に、いわゆる飛び石状に磁石成形体を形成配置することもできる。こうした技術により、使用用途に応じた最適な磁石成形体を必要な箇所のみに適宜配置させることもできる。2n-4走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態3=多層分画構造更に、上記した多層構造の磁石成形体形成技術と細分化構造の磁石成形体形成技術とを適用に組み合わせて3次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。また、可動式ノズルガンが、基材全面に対して垂直前後方向にも移動もしくは駆動できるようにしてもよい。これは例えば、厚さ2mm2000μm程度の磁石成形体を形成する場合、可動式ノズルガンの先端部と基板全面との間の間隔距離が僅かながら変化するのを補正するためのものである。これにより、可動式ノズルガンの先端部と基材全面との間の間隔距離を常にほぼ一定に保持することができ、磁石成形体内の厚さ方向の密度のより一層の均質化高密度化を図ることができる点で優れている。2n-5走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態また、上記で説明したのとは逆に、キャリアガス加速部17の固定式ノズルガンの先端部と可動式走査式の基材保持部19上に設置される基材B表面との間距離が一定間隔をあけて設置配置されていてもよい。この場合には、キャリアガス加速部17の固定式ノズルガンの先端部に対して、可動式の基材保持部19が一定速度で平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動する。これにより可動式走査式の基材保持部19上に設置された基材も同様に走査移動ないし駆動することで、広い面積の基材全体ないし任意の一部分一定領域に均一な皮膜を形成していくことができる。2n-6走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態1=多層構造また可動式の基材保持部19を用いて厚膜化するにも、上記平行上下、左右方向に移動駆動を複数回繰り返して行うことで所望の厚膜とすることができる。即ち、1回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動で形成できる皮膜厚さが20μmの場合、1000μmの磁石成形体を固化成形するには、ノズルガン先端部に対して可動式の基材保持部19を50回平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行うようにすればよい。この際、可動式の基材保持部19を用いて、厚さ1000μmの磁石成形体の種類の異なる希土類磁石による2層構造とする場合にも、可動式ノズルガンの場合と同様にして行うことができる。例えば、1層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って25回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。その後、2層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って25回の平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行うことで、各層の厚さが500μmの2層構造の磁石成形体を形成することができる。同様にして、各層の厚さを任意に調整し、各層ごとに種類の異なる希土類磁石による多層構造の磁石成形体を実現することができる。2n-7走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態2=分画構造また、可動式の基材保持部19を用いて、基材の左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成する場合にもキャリアガス加速部17が可動式ノズルガンの場合と同様にして行うことができる。例えば、2台の固定式ノズルガンを用い、そのうちの1台のノズルガンで基材表面の右半分をカバーするように基材保持部19が50回平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。これと同期して、もう1台のノズルガンで基板表面の左半分をカバーするように基材保持部19が50回平行上下、左右方向に走査移動ないし駆動を行う。この際、2台の固定式ノズルガンにはそれぞれ種類の異なる原料粉末希土類磁石を用いることで左右の繋ぎ目に段差などのムラや凹凸のない左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することができる。かかる操作を応用することで、基材上に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を複数組み合わせた磁石成形体を形成することができる。具体的には、基材を格子状に16分割したような場合には、当該16分割分画した領域ごとに種類の異なる希土類磁石による細分化構造の磁石成形体を形成することもできる。この際、連続して種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできるが、必要に応じて、当該16分割分画した格子線上部分には磁石成形体を形成せずに、個々に独立した16種類の磁石成形体を形成することもできる。即ち、不連続に、いわゆる飛び石状に磁石成形体を形成配置することもできる。こうした技術により、使用用途に応じた最適な磁石成形体を必要な箇所のみに適宜配置させることもできる。2n-8走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態3=多層分割構造更に、上記した多層構造の磁石成形体形成技術と細分化構造の磁石成形体形成技術とを適用に組み合わせて3次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。また、可動式基材保持部19が、ノズルガンの先端部に対して垂直前後方向にも移動ないし駆動できるようにしてもよい。これは例えば、厚さ2mm2000μm程度の磁石成形体を形成する場合、固定式ノズルガンの先端部と可動式基材保持部19上の基材B全面との間の間隔距離が僅かながら変化するのを補正するためのものである。これにより、固定式ノズルガンの先端部と可動式基材保持部19上の基材B全面との間の間隔距離を常にほぼ一定に保持することができ、磁石成形体内の厚さ方向の密度のより一層の均質化高密度化を図ることができる点で優れている。2n-9走査式のノズルガンと走査式の基材保持部を併用した厚膜化形態また、上記キャリアガス加速部17のノズルガンと基材保持部19を共に可動式走査式として併用してもよい。これはインクジェットプリンタと同様の原理で、一方のキャリアガス加速部17のノズルガン=インクジェット部が基材平面左右方向:X軸方向と上下方向:Y軸方向の左右方向:X軸方向にのみ走査移動ないし駆動する構造とする。他方の基材保持部19=印画紙が基材平面の上下方向:Y軸方向にのみ走査移動ないし駆動する構造とする。こうしたキャリアガス加速部17のノズルガンと基材保持部19とが連動同期した構成構造とすることで、比較的簡単な動作制御により、所望の磁石成形体を得ることができる点で優れている。なおこれらの構成でも、上記したように多層構造の磁石形成体を形成することもできるし、細分化構造の磁石形成体を得ることもできる。更にこれら多層構造の磁石形成体形成技術と細分化構造の磁石形成体形成技術とを適用に組み合わせて3次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。以上が、本発明の第2の実施形態の説明であるが、言い換えれば、下記1~2の段階を含む磁石成形体の製造方法ともいえるものである。即ち1キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、2噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階とを含む。加えて本実施形態では、前記原料粉末が、窒化物系の希土類磁石粉末とZnおよび/またはMnの粒子を含むものである。更に前記1の噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、前記2の固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする磁石成形体の製造方法である。以下、これらの要件につき説明する。1キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階本実施形態の噴射段階は、キャリアガスと窒化物を原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射するものである。好ましくは、上記コールドスプレー装置において、キャリアガスと前記原料粉末とを混合し加速した状態=原料粉末を溶融またはガス化させることなく、所定の温度圧力速度に調整された状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射するものである。噴射の際には、上記高速キャリアガス流にて原料粉末を、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、ノズルガンの噴射ノズルの先端部より、キャリアガスと共に超高速で固相状態のままで基材上に向けて噴射するものである。本実施形態の噴射段階については、本実施形態Bの上記1全般及び2a~2l-1等に説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。2噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階本実施形態の固化成形段階は、前記1の噴射段階で噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形するものである。好ましくは、前記1の噴射段階で噴射された原料粉末をキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突付着して高密度な皮膜を形成する。更にかかる操作を繰り返すことで原料粉末を基材上に堆積して、高密度で磁気特性に優れる厚膜の堆積物を固化成形するものである。これにより高密度で磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性に優れる磁石成形体を得ることができるものである。本実施形態の固化成形段階についても、本実施形態Bの上記1全般及び2n等に詳しく説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。3原料粉末、キャリアガスの温度及び大気圧下本実施形態で用いる原料粉末、前記1の噴射段階での高速キャリアガスの温度及び前記2固化成形段階が大気圧下で行われることについては、本実施形態Bの上記2e~2i、2l-2、2m等に詳しく説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。4噴射段階のガス圧力本実施形態の前記1の噴射段階でのガス圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、特に制限されるものではない。この噴射段階でのガス圧については、低すぎると基板に衝突した粒子が十分に付着しないことがあり、0.5MPa超、好ましくは0.6MPa以上のガス圧力で噴射して固化成形することが望ましい。即ち、ガス圧力を0.5MPa超、好ましくは0.6MPa以上とする理由は、0.5MPa以下では粒子速度の低下が著しくなり皮膜の成長が困難になるおそれがあるためである。上記ガス圧の範囲とすることにより、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と高密度化と磁気特性特に優れた残留磁束密度を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができ、所望の磁石成形体バルク成形体を得ることができる。ここで、ガス圧力は、大気開放前の噴射段階での圧力であり、上記した圧力センサ8aで計測することができる。かかるキャリアガス圧は、キャリアガス温度との兼ね合いになる。圧力が低すぎると温度をどんなに上げても基材Bに衝突付着し堆積させることができない。また、ガス圧の上限値は、基材Bとの相性により異なるものであり、同じ圧力でも、基材を削るように作用することもあれば、基材が跳ね返すように作用することもあるし、基材上に好適に堆積することもある。例えば、基材にCu基板を用い場合では基板に衝突付着し、該基板上に好適に堆積するガス圧力であっても、基材にAl基板を用い場合には、該基板を削るように作用することもあり得る。かかる観点から、ガス圧に関しては一義的に規定することはできないが、0.5MPa超であればよく、好ましくは0.6MPa以上、より好ましくは0.6~5Mpa、特に好ましくは0.8~3MPaの範囲である。但し、かかる範囲を外れる場合であっても、本実施形態の作用効果に影響することなく、所望の作用効果を好適に発揮し得る範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれ得るものである。ガス圧力が0.5MPa超であれば、超高速の粒子速度の低下を招くことなく、高密度で磁気特性保磁力、残留磁束密度、密着性=剥離強度に優れた皮膜の成長による磁石成形体を得ることができる点で好ましい。5第2の実施形態の特徴について上記したように、本実施形態では、原料粉末を溶融またはガス化させること無くキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する工法成膜法であるコールドスプレー法を利用するものである。このコールドスプレー法は、従来の溶射法やプラズマ溶射法等と比較すると、材料の融点以下での加工が可能なため、エアロゾルデポジッションAD法等と同様に低温プロセスに分類される。しかしながら、しかし、コールドスプレーは、AD法とは、ガスの加速方法が異なる。AD法が、真空チャンバの減圧による加速法であるのに対し、コールドスプレー法は、キャリアガスを加熱して加速している特徴がある。そのため、コールドスプレー法では、AD法よりも速い粒子速度が得られる反面、原料粉末が室温以上に加熱される問題があった。一般的に、キャリアガス温度が高いほど粒子速度を加速することができるため、通常1000°Cを超える溶射プロセスと比較すると、きわめて低い温度域での固化成形技術であると言えるが、それでも数百度に達する問題があった。これまで、コールドスプレー法では、高融点の金属、硬質材料やセラミックのコーティング手法としてコールドスプレー法が活用されてきているが、いずれの材料も、もともと数百度というコールドスプレー法の温度域では特性の変化が小さいという利点があった。しかしながら、本実施形態変形例を含むで用いたボンド用磁石粉末のように、400°C以上の熱に対して特性が大きく変化する材料では、更に低温での操作が必要になる。そこで、キャリアガス温度を低くして噴射したところ、粒子の基材への衝突速度が低下して、基材に付着しなくなり皮膜が成長しない問題が生じた。逆に、キャリアガス温度を高くすると磁気特性が損なわれるだけでなく、磁石材料のように硬質脆性材料が加速されすぎることにより、磁石粒子が研磨剤として作用し、基板を研削するため、磁石として成膜しない問題が生じた。そこで、我々は、この点について改善に取り組んだ。その結果、希土類磁石の原料粉末においては、キャリアガスの温度を、希土類磁石の結晶粒の粒成長温度未満とすることで、磁気特性の劣化を防止でき、皮膜の成長が可能なことを見出したものである。C磁石モータ第3の実施形態本実施形態の磁石モータは、上記第1の実施形態に記載の磁石成形体及び上記第2の実施形態変形例を含むに記載の製造方法により得られた磁石成形体よりなる群から選ばれてなる少なくとも1種の磁石成形体を用いてなることを特徴とするものである。即ち、本実施形態の磁石モータでは、第1及び第2の実施形態の磁石成形体を1種単独で用いてもよいし、2種以上を組合せて使用してもよい。本実施形態の磁石モータでは、第1及び第2の実施形態の少なくとも1種の磁石成形体を用いたことを特徴とする磁石モータ例えば、小型家電用、表面磁石型などであるため、同等の特性を軽量、小型高性能システムとして得ることができる点で優れている。図4aは、表面磁石型同期モータSMPまたはSPMSMのロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図4bは、埋込磁石型同期モータIMPまたはIPMSMのロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図4aに示す表面磁石型同期モータ40aでは、第1及び第2の実施形態の少なくとも1種の磁石成形体41を表面磁石型同期モータ用のロータ43表面に直接固化成形したまたは貼り付けたものである。表面磁石型同期モータ40aでは、第1及び第2の実施形態で説明したように、基材にロータ43を用いることで、直接ロータ43に原料粉末を噴射し、付着堆積化して固化成形して磁石成形体41を表面磁石型同期モータ40a上に形成する。この磁石成形体41を着磁することで面磁石型同期モータ40aを得ることができる。この点が埋込磁石型同期モータ40bに比して優れているともいえる。特に直接固化成形した場合には、遠心力で高速回転させた場合でも、ロータ43から磁石成形体41が剥離せずに使いやすくなる点で優れている。一方、図4bに示す埋込磁石型同期モータ40bでは、第1及び第2の実施形態の少なくとも1種の磁石成形体45を埋込磁石型同期モータ用のロータ47に形成した埋込溝に圧入挿入して固定化したものである。埋込磁石型同期モータ40bでは、まず、第1及び第2の実施形態で説明したように、基材に埋込溝図示図と同じ表面形状のものを用い、埋込溝と同じ厚さdになるまで原料粉末を基材上に噴射し、基材上に付着堆積化して固化成形した磁石成形体45を得る。あるいは基材に埋込溝図示図と同じ表面形状のものを用い、埋込溝の1/10の厚さdになるまで原料粉末を基材上に噴射し、基材上に付着堆積化して固化成形した磁石成形体45aを10セット作製する。この時点では基材と磁石成形体45、45aとは密着一体化している。次に、基材表面溶剤に溶解しやすい極薄い金属箔を張り付けるなどしておくから磁石成形体55,55aを適当な溶剤基材表面の金属箔のみを溶解する溶剤を用いて剥離するか、あるいは物理的に応力を加えて剥離して剥がして磁石成形体45、45aだけを得る。次に、磁石成形体45、45aを着磁し、磁石成形体45aは必要な厚さdになるよう、磁石成形体45aを10枚重ね合わせる。その後、ロータ47の埋込溝に磁石成形体45又は45a10枚積層体を圧入挿入することにより、埋込磁石型同期モータ40bを得ることができる。この場合には、磁石成形体45、45aの形状が平板状であり、磁石成形体45、45aの固化成形が、曲面上に磁石を固化形成する必要のある表面磁石型同期モータ40aに比して比較的容易である点で優れている。なお、本実施形態は、上記に説明した特定のモータだけに何ら制限されるものではなく、幅広い分野に適用することができるものである。即ち、希土類磁石が用いられる、オーディオ機器のキャプスタンモータ、スピーカ、ヘッドホン、CDのピックアップ、カメラの巻上げ用モータ、フォーカス用アクチュエータ、ビデオ機器等の回転ヘッド駆動モータ、ズーム用モータ、フォーカス用モータ、キャプスタンモータ、DVDやブルーレイの光ピックアップ、空調用コンプレッサ、室外機ファンモータ、電気かみそり用モータなどの民生用電子機器分野;ボイスコイルモータ、スピンドルモータ、CD-ROM、CD-Rの光ピックアップ、ステッピングモータ、プロッタ、プリンタ用アクチュエータ、ドットプリンタ用印字ヘッド、複写機用回転センサなどのコンピュータ周辺機器OA機器;時計用ステッピングモータ、各種メータ、ペジャー、携帯電話用携帯情報端末を含む振動モータ、レコーダーペン駆動用モータ、加速器、放射光用アンジュレータ、偏光磁石、イオン源、半導体製造機器の各種プラズマ源、電子偏光用、磁気探傷バイアス用などの計測、通信、その他の精密機器分野;永久磁石型MRI、心電図計、脳波計、歯科用ドリルモータ、歯固定用マグネット、磁気ネックレスなどの医療用分野;ACサーボモータ、同期モータ、ブレーキ、クラッチ、トルクカップラ、搬送用リニアモータ、リードスイッチ等のFA分野;リターダ、イグニッションコイルトランス、ABSセンサ、回転、位置検出センサ、サスペンション制御用センサ、ドアロックアクチュエータ、ISCVアクチュエータ、電気自動車駆動用モータ、ハイブリッド自動車駆動用モータ、燃料電池自動車駆動用モータ、ブラシレスDCモータ、ACサーボモータ、ACインダクション誘導モータ、パワーステアリング、カーエアコン、カーナビゲーションの光ピックアップなど自動車電装分野など極めて幅広い分野の各種用途に応じた形状を持っていればよい。但し、本実施形態の希土類磁石が用いられる用途は、上記したほんの一部の製品部品に何ら制限されるものではなく、現在希土類磁石が用いられる用途全般に適用し得るものであることはいうまでもない。さらに、基材を離型材として利用し、基材上に形成した磁石成形体を基材表面から剥離した剥がした磁石成形体のみを取り出して、各種用途に使用することもできる。こうした場合には、基材の形状を使用用途に適用する形状にしておけばよく、多角形三角形、正四角形菱形、六角形、円形等の平板円板形状、多角形三角形、正四角形菱形、六角形、円形等波板状、ドーナツ状など、特に制限さえるものではない。以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明をさらに詳細に説明する。実施例1図1に示すコールドスプレー装置10を用いたコールドスプレー法により、磁石成形体の形成を行った。基材Bとして、幅50mm、長さ80mm、厚さ1mmのCu基材を基材保持部19として石盤を、キャリアガス加速部17としてノズルガンを準備した。石盤上にCu基材の表面をノズルガンのノズル先端から10mmの距離に設置基材四隅を固定して、原料粉末を、コールドスプレー法にて、Cu基材に向けて噴射することで、磁石の皮膜を成長させて固化成形を行って磁石成形体を得た。原料粉末のうち磁石粉末には、Sm2Fe14N3合金系のボンド磁石用磁石粉末を用いた。この磁石粉末の粒径は、SEM走査型電子顕微鏡で確認したところ5μm以下の粒径のものが多く、粒度分析の結果、平均粒子径は3μmであった。Sm2Fe14NxX=2~3の原料磁粉磁石粉末をDSC示差走査熱量測定解析にて、分解温度を特定した結果、450°C以上で分解が発生した。磁石粉末にはZn粒子を体積率で15を混合させて原料粉末とした。Zn粒子は、市販の平均粒子径7μmのものを用いた。磁石粉末及びZn粒子からなる原料粉末と撹拌混合して、コールドスプレー法に供した。非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。ナノインデンテーション法は、図2aに示すように、適当な基盤図示せず上に載置された試料23非磁性金属製プレートの表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子21をある荷重まで押し込んだ圧入後、その圧子21を取り除く除荷までの荷重Pと変位試料21への圧入深さhの関係圧入負荷-除荷曲線を測定する方法である。図2bに示すように、負荷圧入曲線は材料試料23の非磁性金属製プレートの弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。図2bの負荷曲線と除荷曲線とで囲まれた面積実線のハッチ部分が、塑性変形に消費したエネルギーEpである。負荷曲線の最大荷重点から横軸圧入深さhに下ろした垂線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積破線のハッチ部分が、弾性変形で吸収されたエネルギーEeである。以上から粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比=Ep/Ee×100として求められる値である。粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子として用いたCu粒子およびAl粒子はいずれも弾塑性比は50以下となった。具体的にはCu粒の弾塑性比は22であり、Al粒子弾塑性比は38であった。コールドスプレー法で用いたキャリアガスは、高圧キャリアガス発生部11である高圧Heボンベまたは高圧窒素ボンベから発生させた低温室温のHeガスを用いた詳しくは、表1参照。高圧キャリアガス発生部11で発生させた低温キャリアガスを、キャリアガス加熱ヒータ13で加熱した。キャリアガス加熱ヒータ13で加熱後の一次キャリアガスの加熱温度ガス温度は1000°C一定とした。キャリアガス加熱ヒータ13としては、発熱抵抗体としてカンタル線を用いた。また、原料粉末供給部15としてステンレス製の小型ホッパー内に、粉末の流動確保のための回転攪拌機を設置し、ホッパー底部に設けたメッシュの上に堆積した原料粉末を、攪拌機で撹拌しつつ、メッシュから濾し出す方式を用いた。原料粉末供給部15からは上記原料粉末をキャリアガスと同種のガスを用いて混合してなる原料投入ガスをノズルガンに投入した。また、原料粉末全体の投入量は、8.5g/minの範囲で行った下記表1参照。キャリアガス温度と圧力は、一次キャリアガスと原料投入ガスが混合された後、キャリアガス加速部ノズルガン17内の温度センサ18b及び圧力センサ18aで計測した。キャリアガス加速部17ノズルガンは、原料粉末を含んだキャリアガスを噴射するノズルを備えており、ノズルをCu基材に対して走査させることで、皮膜を成長させて厚膜磁石成形体を得た。キャリアガス加速部17ノズルガンのガスノズルは、Cu基板の長手方向に複数回走査させて厚膜化した。長手方向の1回の走査につき、幅方向に0.5mmずらしていきながら幅10mmの磁石膜磁石成形体を作製した。厚さは、もとの基板Bの厚さより0.3mm~1.5mmの厚さに到達するまでパス数を重ねた。実施例1では、ガス圧力は、0.8MPa、キャリアガス温度は270°C、走査速度は50mm/sで固化成形して磁石成形体を得た。得られた磁石成形体は、まず、外観上、剥離の有無を確認した。次に、表面を研磨した後、5mm角に試料を切りだし、Cu基材ごと試料振動型磁力計VSMにて磁気測定を行った。反磁界補正は、得られた膜厚から基材の厚さを除いて厚さを算出して形状を求めて実施した。保磁力と残留磁束密度について、原料粉末の値を100として、固化成形後の値を評価した。但し、原料粉末は、0.03gを秤量し、エポキシ樹脂にて固化して等方性ボンド磁石を作製し、VSMにて評価した。保磁力に対しては、反磁界補正は実施せずに計測した値を用いた。理論密度とは、用いた原料粉末中の磁石主相磁石粉末;希土類磁石相が、X線解析から求められる格子定数をもつとして、磁石成形体の100の体積を占めるとした場合の密度のことをいう。さらに、磁石成形体の理論密度の80以上とは、Sm2Fe14NxX=2~3化合物の成形体内での体積率を規定するものである。具体的には、まず、得られた磁石成形体の比重を求めた。更に、磁石成形体を削りだして、中のSm2Fe14NxX=2~3化合物の濃度をICP誘導結合プラズマにて組成解析した。Sm2Fe14NxX=2~3化合物は、原材料と同等のであると仮定して、磁石成形体中のSm2Fe14NxX=2~3の重量を算出した。まず、密度は、フライス加工によってCu基板を除去した後、アルキメデス法にて計測した。別途、添加した金属実施例1のZn以外にも、他の実施例で用いたMn、Cu、Alについても同様とした濃度は湿式分析にて定量した。Zn、Mn、Cu、Al濃度に相当する重量を除いた重量に相当する密度を算出して、理論密度に対する相対値を求めた。用いたSm2Fe14NxX=2~3化合物の格子定数をX線解析にて測定し、理論密度は7.67g/cm3と算出した。その値を用いて、理論密度に対する割合を算出した。得られた結果を表1にまとめた。実施例2~4実施例2~4は、混合するZn粒子の混合量体積率を実施例1の15から、順に10、5、3に変化させた以外は、実施例1と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例5実施例5は、コールドスプレー法のガス圧、ガス温、走査速度を変化させた以外は、実施例2と同様の操作を行った。実施例2では、ガス圧力0.8MPa、キャリアガス温度270°C、走査速度50mm/sで固化成形して磁石成形体を得たのに対し、実施例5では、ガス圧力0.6MPa、キャリアガス温度200°C、走査速度100mm/sで固化成形して磁石成形体を得た。得られた結果を表1にまとめた。実施例6~8実施例6~8は、実施例2において、Zn粒子と同時に、弾塑性比が50以下のCu粒子とAl粒子を混合させる操作を行った。詳しくは、実施例6ではCu粒子の混合量体積率を3とし、実施例7ではCu粒子の混合量体積率を5とし、実施例8ではCu粒子の混合量体積率を3、Al粒子の混合量体積率を2とした以外は、実施例2と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例9実施例9は、実施例3において、添加する金属粒子を、Zn粒子の替わりにMn粒子とし、更に、Cu粒子も混合する操作を行った。詳しくは、実施例3では、Zn粒子の混合量体積率を5としたのに対し、実施例9ではMn粒子の混合量体積率を5とし、弾塑性比50以下のCu粒子の混合量体積率を3とした以外は、実施例3と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例10実施例10は、実施例1において、コールドスプレー法のガス圧、ガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Zn粒子とMn粒子とCu粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例1では、ガス圧力0.8MPa、キャリアガス温度270°C、Zn粒子の混合量体積率15としていた。これに対し、実施例10ではガス圧力0.6MPa、キャリアガス温度200°C、Zn粒子の混合量体積率5、Mn粒子の混合量体積率2とし、弾塑性比が50以下のCu粒子の混合量体積率3とした以外は、実施例1と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例11実施例11は、コールドスプレー法のガス種をN2とし、ガス圧、ガス温を変化させた以外は、実施験例2と同様の操作を実施した。詳しくは、実施例2では、ガス種はHe、ガス圧0.8MPa、キャリアガス温度270°Cに対し、実施例11では、ガス種はN2、ガス圧2.8MPa、キャリアガス温度300°Cとした以外は、実施例2と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例12実施例12は、実施例11にCu粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例11では、弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を混合していないのに対し、実施例12では、Cu粒子の混合量体積率を3とした以外は、実施例11と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例13~14実施例13と14は、実施例12において、Zn粒子の混合量を変化させた。詳しくは、実施例12ではZn粒子の混合量体積率を10に対し、実施例13ではZn粒子の混合量体積率を5とし、実施例14ではZn粒子の混合量体積率を3とした以外は、実施例12と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例15実施例15は、実施例12のコールドスプレー法のガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Zn粒子をMn粒子に変化させた。詳しくは、実施例12では、キャリアガス温度300°C、Zn粒子の混合量体積率を10に対し、実施例15では、キャリアガス温度350°C、Mn粒子の混合量体積率を10とした以外は、実施例12と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例16実施例16は、実施例13のコールドスプレー法のガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Zn粒子をMn粒子に変化させた。詳しくは、実施例13では、キャリアガス温度300°C、Zn粒子の混合量体積率を5に対し、実施例16では、キャリアガス温度350°C、Mn粒子の混合量体積率を5とした以外は、実施例13と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。実施例17実施例17は、実施例15から、走査速度を変化させ、添加する金属粒子として、Zn粒子とMn粒子とAl粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例15では、走査速度50mm/s、Mn粒子の混合量体積率10としていた。これに対し、実施例17では、走査速度100mm/s、Zn粒子の混合量体積率3、Mn粒子の混合量体積率10、弾塑性比が50以下のAl粒子の混合量体積率1とした以外は、実施例15と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。比較例1比較例1においては、実施例1から、添加する金属粒子を変化させ、弾塑性比が50以下のCu粒子のみを混合する操作を行った。詳しくは、実施例1では、Zn粒子の混合量体積率を15としたのに対し、比較例1では、弾塑性比が50以下のCu粒子の混合量体積率を20とした以外は、実施例1と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。その結果、比較例1では、Zn/Mn粒子を含まず、Cu粒子の混合量を20と大きくしても、残留磁束密度の大きな低下を抑制できないことが確認できた。比較例2比較例2においては、実施例1のZn粒子の混合量を変化させた。詳しくは、実施例1では、Zn粒子の混合量体積率を15としたのに対し、比較例2では、Zn粒子の混合量体積率を20とした以外は、実施例1と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。表1の結果から、実施例1から、添加する金属粒子の混合量体積率を15から20に増加しても、保磁力の向上効果は小さく、むしろ残留磁束密度の大きな低下を抑制できないことが確認できた。比較例3比較例3においては、実施例2のコールドスプレー法のガス種を変化させた。詳しくは、実施例2では、キャリアガスがHeであるのに対し、比較例3ではAir大気とした以外は、実施例2と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。表1の結果から、キャリアガスが不活性ガスでなく、Air大気のように活性ガスを含有する場合には、保磁力および残留磁束密度の低下が著しいことが確認できた。比較例4比較例4においては、実施例11から、コールドスプレー法のガス圧、ガス温を変化させ、添加する金属粒子を変化させ、弾塑性比が50以下のCu粒子のみを混合する操作を行った。詳しくは、実施例11では、ガス圧2.8MPa、キャリアガス温度300°Cとし、Zn粒子の混合量体積率を10としていた。これに対し、比較例4では、ガス圧1.2MPa、キャリアガス温度780°Cとし、弾塑性比が50以下のCu粒子の混合量体積率1とした以外は、実施例11と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。表1の結果から、キャリアガス温度が窒素化合物磁石粒子の分解温度450°Cを大きく超えている為、保磁力および残留磁束密度の低下が著しいことが確認できた。比較例5比較例5においては、比較例1の添加する金属粒子を変化させた。詳しくは、比較例1では、弾塑性比が50以下のCu粒子の混合量体積率20としたのに対し、比較例5では弾塑性比が50以下の非磁性金属粒子を用いなかった以外は、比較例1と同様の操作を行った。得られた結果を表1にまとめた。表1の結果から、比較例5では、比較例1更には比較例4のように、弾塑性比50以下の非磁性金属粒子を含有しないため、密着性が悪く、外見上、剥離が生じていたことが確認できた。"