"残留磁束密度Brが11kG以上であり、保磁力HcJが5kOe以下であり、前記残留磁束密度Brを0にするために要する外部磁界が1.10HcJ以下である、磁性体。希土類元素R、遷移金属元素T及びホウ素Bを含む、請求項1に記載の磁性体。結晶粒子径が1μm以下である、請求項1又は2に記載の磁性体。従来の可変磁束モータでは、例えば、Nd-Fe-B系希土類磁石例えば、Nd2Fe14B等の磁力が一定である固定磁石と、Sm2Co17等のような可変磁力磁石とが併用される。固定磁石であるNd2Fe14Bの残留磁束密度Brは13kG程度であり、可変磁力磁石であるSm2Co17のBrは10kG程度である。このように、固定磁石と可変磁力磁石との磁力の差は、モータの出力及び効率の低下の原因となる。可変磁束モータの出力及び効率を向上させる方法としては、可変磁力磁石から固定磁石と同等の磁束を取り出すことが考えられる。しかし、Sm2Co17の飽和磁化Isは12.5kG程度であり、Nd2Fe14BのIsは16.0kG程度であるため、Sm2Co17でNd2Fe14Bと同等のBrを実現するのは困難である。可変磁束モータの出力及び効率を向上させる他の方法としては、従来固定磁石として用いられてきたNd-Fe-B系希土類磁石を可変磁力磁石として用いることが考えられる。しかし、Nd-Fe-B系希土類磁石の磁化保磁力機構はニュークリエーション型であるため、その磁力変化又は磁化反転には、Sm2Co17の場合よりも大きな外部磁界が必要となる。しかし、大きな外部磁界は、大きな磁化電流を要するため、モータの効率を低下させ、また磁気回路による制御が容易ではない。これらの問題のため、Nd-Fe-B系希土類磁石を可変磁力磁石として実用化することは容易ではない。したがって、Nd-Fe-B系希土類磁石を可変磁力磁石として実用するためには、磁化機構がSm2Co17のようなピンニング型の磁化機構、又はフェライト磁石のような単磁区粒子型の磁化機構を、Nd-Fe-B系希土類磁石において実現しなければならない。本発明は、このような従来技術の有する課題に鑑みてなされたものであり、高い残留磁束密度を具備し、且つ小さな外部磁界により磁力を可逆的に変化させることが可能な磁性体を提供することを目的とする。上記課題を解決するために、本発明に係る磁性体は、残留磁束密度Brが11kG以上であり、保磁力HcJが5kOe以下であり、残留磁束密度Brを0にするために要する外部磁界が1.10HcJ以下である。上記本発明に係る磁性体は、高い残留磁束密度を具備し、且つ小さな外部磁界によりその磁力磁束密度が可逆的に変化するため、可変磁束モータ用の可変磁力磁石として好適である。上記本発明に係る磁性体は、希土類元素R、遷移金属元素T及びホウ素Bを含むことが好ましい。すなわち、上記本発明に係る磁性体は、R-T-B系希土類磁石の組成を有することが好ましい。このような組成を具備する磁性体においては、上記本発明の効果が顕著になると共に、SmCo系磁石のように高価で供給量が不安定なCoを要しないため、低価格化が可能となる。上記本発明に係る磁性体の結晶粒子径が1μm以下であることが好ましい。これにより、上記本発明の効果が顕著になる。本発明によれば、高い残留磁束密度を具備し、且つ小さな外部磁界により磁力を可逆的に変化させることが可能な磁性体を提供することが可能となる。以下、図面を参照しながら、本発明の好適な一実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は下記の実施形態に限定されるものではない。磁性体本実施形態に係る磁性体は、希土類元素R、遷移金属元素T及びホウ素Bを含むことが好ましい。希土類元素Rは、La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb及びLuからなる群より選ばれる少なくとも一種であればよい。特に、希土類元素RがNd及びPrのうち少なくともいずれか一種であることが好ましい。遷移金属元素Tとしては、Fe又はCoが挙げられる。遷移金属元素Tとしては、Feが好ましいが、磁性体がTとしてFeとCoの両元素を含有してもよい。磁性体が上記の組成を有することにより、磁性体の飽和磁束密度及び残留磁束密度が顕著に向上する。なお、磁性体は、不純物又は添加物として、Ca、Ni、Mn、Al、Cu、Nb、Zr、Ti、W、Mo、V、Ga、Zn、Si、及びBi等の他の元素を更に含んでもよい。図3に示すように、本実施形態に係る磁性体の残留磁束密度Brは11kG以上1.1T以上である。好ましくは、磁性体のBrは12.5kG以上1.25T以上である。磁性体のBrの上限値は特に限定されないが、14kG1.4T程度である。本実施形態に係る磁性体のBrは、従来可変磁力磁石として使用されてきたSm2Co17焼結磁石のBr10kGよりも高い。したがって、本実施形態に係る磁性体を可変磁力磁石として用いた可変磁束モータでは、可変磁力磁石が固定磁石と同程度の磁力を有することが可能となり、従来よりも高い出力及び効率が達成される。本実施形態に係る磁性体の保磁力HcJは5.0kOe以下400Am以下である。好ましくは、磁性体のHcJは4.0kOe以下320Am以下である。なお、磁性体のHcJの下限値は特に限定されないが、1.0kOe80Am程度である。本実施形態に係る磁性体のBrを0にするために要する外部磁界の大きさは1.10HcJ以下である。つまり、本実施形態に係る磁性体のBrを0にするために要する外部磁界の大きさはHcJの110以下である。好ましくは、磁性体のBrを0にするために要する外部磁界が1.05HcJ以下である。磁性体のBrを0にするために要する外部磁界の下限値は、1.00HcJ程度である。以下では、場合により、磁性体のBrを0にするために要する外部磁界の大きさをmfmagneticfieldと記す。本実施形態では、HcJが5kOe以下であり、磁性体のBrを0にするために要する外部磁界の大きさmfが1.10HcJ以下であるため、小さい外部磁界により磁性体の磁力変化又は磁化反転を可逆的に繰り返すことが可能である。また、本実施形態の磁性体では、磁力変化又は磁化反転が繰り返された場合であっても、磁化曲線の対称性が維持され、安定した磁束密度の制御が可能となる。本実施形態の磁性体を可変磁力磁石として用いた可変磁束モータでは、磁性体の磁力変化又は磁化反転に要する外部磁界が小さいため、磁気回路による外部磁界及び磁性体の磁力の制御が容易となるとともに、磁化電流を減少させ、モータの効率を向上させることが可能となる。そのため、本実施形態の磁性体は、洗濯機又は衣類乾燥機等の家電機器、ハイブリッド自動車、電車又はエレベータ等に装備される可変磁束モータ用の可変磁力磁石として好適である。磁性体を構成する結晶の粒径は1μm以下であることが好ましく、0.5μmであることがより好ましい。磁性体を構成する結晶の粒径が微細であることにより、磁性体の磁化機構がピンニング型又は単磁区型となり易く、外部磁界mfに係る上記磁気特性が発現し易くなる。一方、従来のNd2Fe14B系焼結磁石を構成する結晶の粒径は5μm程度であるため、その磁化機構はニュークリエーション型である。磁性体はCuを含有することが好ましい。結晶の粒径が微細である磁性体は一般に高い保磁力を有していることが知られている。高い保磁力を有する磁性体は、その磁化の状態を変化させるために大きい外部磁界を必要とし、可変磁束モータ用の可変磁力磁石には適さない。しかしながら、磁性体に適量のCuを含有させることにより、磁性体の高い残留磁束密度とピンニング型の磁化機構を維持したままに保磁力を低減させ易くなる。これにより、上述した残留磁束密度、保磁力、及び外部磁界に係る磁気特性を顕著に発現させることが可能となる。磁性体中のCuの含有率は磁性体の全質量に対して1.0~1.25質量であることが好ましい。Cuの含有率が増加するほど、Br及びHcJが減少する傾向がある。Cuの含有率が減少するほど、Br及びHcJが増加する傾向がある。また、磁性体を構成する主相粒子内でのCuの含有率は、主相粒子内の全元素に対して、0.5~0.6原子であることが好ましい。なお、主相粒子とは、磁性体の主成分からなる結晶粒子である。主成分とは、例えば、希土類元素R、遷移金属元素T及びホウ素BNd2Fe14Bである。磁性体が、主相粒子から構成される微細構造を有し、その磁化機構がピンニング型である場合、主相粒子内でのCuの含有率が上記の範囲内であることによって、所望の低い保磁力が得られやすい、と本発明者らは考える。磁性体は粉末であってもよい。磁性体は、粉末を押し固めた圧粉体であってもよい。磁性体は、磁性体の粉末又は圧粉体を樹脂で固めたボンド磁石であってもよい。磁性体は、磁性粒子の焼結体であってもよい。磁性体の製造方法磁性体の製造では、まず原料合金を鋳造する。原料合金としては、上述した希土類元素R,遷移金属元素T及びBを含むものを用いればよい。原料合金は、必要に応じて、添加物又は不純物として上述した元素を更に含んでもよい。原料合金の化学組成は、最終的に得たい磁性体の化学組成に応じて調整すればよい。原料合金は鋳塊であっても粉末であってもよい。HDDRHydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination処理により、原料合金から合金粉末を形成する。HDDR処理とは、原料合金の水素化Hydrogenation、不均化Disproportionation、脱水素化Desorption、および再結合Recombinationを順次実行するプロセスである。HDDR処理では、原料合金を、H2ガス雰囲気またはH2ガスと不活性ガスとの混合雰囲気中で500°C~1000°Cに保持し、それによって原料合金を水素化させた後、雰囲気におけるH2ガスの分圧が13Pa以下になるまで、500°C~1000°Cで原料合金を脱水素処理し、次いで冷却する。これにより、Nd-T-B系希土類磁石の組成を有する微細な結晶粒子Nd-T-B系磁性粉が得られる。主原料であるNd-T-B系磁性粉に対して、Cu粉末を添加したものを不活性ガス雰囲気下で混合して、原料混合物を調製する。原料混合物中のCu粉末の含有率は、原料混合物の全質量に対して1.0~1.25質量であることが好ましい。これにより上記磁気特性を有する磁性体を得やすくなる。Cu粉末の含有率が増加するほど、得られる磁性体のBr及びHcJが減少する傾向がある。Cu粉末の含有率が減少するほど、得られる磁性体のBr及びHcJが増加する傾向がある。原料混合物を700~950°Cの不活性雰囲気下で熱処理することにより、粉末状の磁性体が完成する。この熱処理により、Cuが熱拡散し、Nd-T-B系磁性粉がピンニング型の磁化機構を維持したまま、低保磁力化する。なお、Cuを添加したNd-T-B系磁性粉は、700~950°Cでの熱処理ではほぼ粒成長せず、熱処理前の微細構造を維持する。なお、粉末状の磁性体ではなく、焼結した磁性体を得る場合、原料混合物を磁界中で加圧成形して成形体を形成する。成形時に原料混合物に印加する磁界の強度は800kA/m以上であることが好ましい。成形時に原料混合物に加える圧力は10~500MPa程度であることが好ましい。成形方法としては、一軸加圧法またはCIPなどの等方加圧法のいずれを用いてもよい。得られた成形体を焼成して焼結体を形成する。焼成温度は700~1200°C程度であればよい。焼成時間は0.1~100時間程度であればよい。焼成工程は、複数回行ってもよい。焼成工程は、真空中またはArガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。焼成後の焼結体に対して時効処理を施してもよい。焼結体から所望の寸法の磁性体を切り出す加工を行っても良い。焼結体の表面に保護層を形成してもよい。保護層としては、通常希土類磁石の表面を保護する層として形成されるものであれば特に制限なく適用できる。保護層としては、たとえば、塗装や蒸着重合法により形成した樹脂層、めっきや気相法により形成した金属層、塗布法や気相法により形成した無機層、酸化層、化成処理層等が挙げられる。上記の方法で得た粉末状の磁性体とプラスチック又はゴム等の樹脂とを混合した後に樹脂を硬化することにより、ボンド磁石を作製してもよい。または、磁性体の粉末を押し固めた圧粉体に樹脂を含浸させた後に樹脂を硬化することにより、ボンド磁石を作製してもよい。以下、本発明を実施例により更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。実施例4遠心鋳造法により、表1に示す元素を含有するNd-Fe-B系合金の鋳塊を作製した。鋳塊中の各元素の含有率は表1に示す値に調整した。なお、表1から明らかなように、鋳塊の組成はNd2Fe14Bにほぼ等しい。鋳塊に不可避的に含まれる不純物元素の有無を分析した。各不純物元素の種類及び鋳塊における各不純物元素の含有率を表2に示す。なお、鋳塊の組成は蛍光X線分析XRFで分析した。HDDR処理により、鋳塊から合金粉末を形成した。HDDR処理では、鋳塊をH2ガス雰囲気中で800°Cに保持することにより、鋳塊を水素化させた後、雰囲気におけるH2ガスの分圧が1Pa以下になるまで、850°Cで鋳塊を脱水素処理し、次いで冷却した。これらの工程を経た鋳塊をArガス雰囲気中で粉砕し、ふるい分けすることにより、粒径が212μm以下であるNd-Fe-B系磁性粉を得た。Nd-Fe-B系磁性粉に対して、Cu粉末を添加したものをArガス雰囲気下で混合して、原料混合物を調製した。原料混合物中のCu粉末の含有率以下、Cu添加量という。は、原料混合物の全質量に対して1.25質量に調整した。Cu粉末の純度は99.9質量であり、Cu粉末の粒径は10μm以下であった。混合にはコーヒーミルを用いた。混合時間は1分であった。混合はArガス雰囲気中で行った。加熱炉を用いて、原料混合物をArガス雰囲気下で700°Cに熱処理することにより、実施例4の磁性体を得た。なお、熱処理では、4時間にわたり原料混合物を700°Cで加熱した。実施例4の磁性体の破断面を走査型電子顕微鏡SEMで撮影した写真を図1aに示す。実施例4の磁性体の断面を走査透過型電子顕微鏡STEMで撮影した写真を図1bに示す。図1a及び図1bに示すように、実施例4の磁性体は、粒径が1μm以下である微細な磁性粒子の集合体であることが確認された。[磁気特性の評価]実施例4の磁性体を、Arガス雰囲気中で乳鉢を用いて粉砕し、篩い分けを行って、粒径が212μm以下である磁性体の粉末を得た。この粉末とパラフィンとをケースに詰めて、パラフィンを融解させた状態で1テスラの磁界を印加して磁性体の粉末を配向させ、振動試料型磁力計VSMを用いて、磁化-磁界曲線を測定して磁気特性を求めた。磁性体の粉末に印加した磁界の大きさは-25~25kOeの範囲内に制御した。実施例4の磁性体の残留磁束密度Br及び保磁力HcJの測定結果を表5に示す。実施例4の磁化-磁界曲線を図3に示す。また、磁化-磁界曲線を測定した後に正方向に飽和するまで磁化した磁性体に対して、逆方向の磁界を印加し、その磁界を取り除いた際に残留磁束密度Brが0となる逆方向の磁界の大きさを求めた。Brが0となる逆方向の磁界の絶対値mf及び保磁力HcJに対する比mf/HcJを表5に示す。実施例1~3、5~6、比較例1~8各実施例及び比較例では、Cu添加量を表5に示す値に調整した。各実施例及び比較例では、原料混合物の熱処理温度を表5に示す値に調整した。これらの事項以外は、実施例4と同様の方法で、各実施例及び比較例の粉末状の磁性体を作製した。比較例7の磁性体の破断面をSEMで撮影した写真を図2に示す。比較例7では、実施例4とは対照的に、磁性粒子が粒成長しており、実施例4のような微細な組織構造は見られなかった。各実施例及び比較例のBr、HcJ、mf、及びHcJに対するmfの比を、実施例4と同様の方法で求めた。結果を表5に示す。比較例3の磁化-磁界曲線を図4に示す。比較例7の磁化-磁界曲線を図5に示す。[SEM-EPMA分析]実施例3で得られた磁性体の断面を走査電子顕微鏡が備える電子線マイクロアナライザーSEM-EPMAを用いて分析した。実施例3の分析結果を図6~8示す。比較例5で得られた磁性体の断面をSEM-EPMAを用いて分析した。比較例5の分析結果を図9~11に示す。図6a及び図6bは実施例3の磁性体断面の反射電子像である。図6a中の領域7及び図6b中の領域8は、元素マッピングのためのデータをEPMA分析によって収集した位置測定領域である。領域7の大きさは20×20μmである。領域8の大きさは51.2×51.2μmである。図7はEPMA分析に基づく領域7内の元素分布マップである。図8はEPMA分析に基づく領域8内の元素分布マップである。図9a及び図9bは比較例5の磁性体断面の一部の反射電子像である。図9a中の領域10及び図9b中の領域11は、元素マッピングのためのデータをEPMA分析によって収集した位置測定領域である。領域10の大きさは20×20μmである。領域11の大きさは51.2×51.2μmの領域である。図10はEPMA分析に基づく領域10内の元素分布マップである。図11はEPMA分析に基づく領域11内の元素分布マップである。EPMA分析に基づく元素分布マップに拠ると、実施例3において添加されたCuは、磁性体内に均一に分散せず偏析しているように見受けられた。[STEM-EDS分析/線分析]実施例3及び比較例5で得られた磁性体の断面を、走査透過電子顕微鏡が備えるエネルギー分散型X線分光STEM-EDSを用いて分析した。実施例3の結果を図12a及び12bに示す。比較例5の分析結果を図13a及び13bに示す。図12b中のLG20000~LG20029は、STEM-EDSによって各元素の含有率を測定した箇所分析箇所であり、図12a中の線分LG2上に略等間隔で配列した各点に対応する。図13b中のLG50000~LG50029は、STEM-EDSによって各元素の含有量を測定した箇所分析箇所であり、図13a中の線分LG5上に略等間隔で配列した各点に対応する。図12b及び図13bに示す各分析箇所における元素の含有率の単位は原子である。図12a及び図13a中の各矢印は線分析を行った方向を示す。図12bのLG20000は、線分析の開始点であり、図12aの矢印の始点側に位置する。図12bのLG20029は線分析の終点であり、図12aの矢印の先端側に位置する。図13bのLG50000は、線分析の開始点であり、図13aの矢印の始点側に位置する。図13bのLG50029は線分析の終点であり、図13aの矢印の先端側に位置する。図12b中のLG20000~LG20029に付された長さ単位:μmは、各分析箇所のLG20000からの距離である。図13b中のLG50000~LG50029に付された長さ単位:μmは、各分析箇所のLG50000からの距離である。図12bに示すように、Cuを添加した原料混合物の熱処理した実施例3の磁性体では、主相粒子内のCuの含有率が、粒界におけるCuの含有率と同程度であることが確認された。一方、図13bに示すように、原料混合物にCuを添加していない比較例5では、原料混合物を熱処理しても、主相粒子内にCuはほぼ存在せず、粒界に比較的多量のCuが存在することが確認された。[STEM-EDS分析/点分析]実施例3及び比較例5で得られた各磁性体の断面をSTEM-EDSを用いて分析した。実施例3の分析結果を図14a、14b及び14cに示す。比較例5の分析結果を図15a、15b及び15cに示す。図14a及び14bに示す各測定箇所における各元素の含有率をSTEM-EDSによって測定した。図14cは、図14a及び14b中の各測定箇所における各元素の含有率を示す。図15a及び15bに示す各測定箇所における各元素の含有率をSTEM-EDSによって測定した。図15cは、図15a及び15b中の各測定箇所における各元素の含有率を示す。なお、図14c及び図15cに記載の粒界とは、磁性体を構成する2つの結晶粒子主相粒子の境界領域を意味する。粒界三重点とは、磁性体を構成する3つ以上の結晶粒子に囲まれた相を意味する。図14cに示す点分析の結果に基づき、実施例3の磁性体の粒界における各元素の含有率の平均値、主相粒子内における各元素の含有率の平均値、及び粒界三重点における各元素の含有率の平均値を求めた。その結果を表3に示す。図15cに示す点分析の結果に基づき、比較例5の磁性体の粒界における各元素の含有率の平均値、主相粒子内における各元素の含有率の平均値、及び粒界三重点における各元素の含有率の平均値を求めた。その結果を表4に示す。表3及び表4の比較から、実施例3の主相粒子内のCuの含有率は、比較例5の主相粒子内のCuの含有率に比べて高いことが確認された。また、実施例3では、Cuが粒界三重点に偏析していることが確認された。実施例3及び比較例5と同様に、他の実施例及び比較例についてSTEM-EDSによる点分析を行った。点分析の結果から求めた各実施例及び比較例の主相粒子内のCuの含有率を表5に示す。表5に記載された残留磁束密度とCu添加量及び熱処理温度との関係を表6に示す。表5に記載された保磁力とCu添加量及び熱処理温度との関係を表7に示す。表5に記載されたmf/HcJとCu添加量と熱処理温度との関係を表8に示す。表5に記載された主相粒子内におけるCuの含有率とCu添加量及び熱処理温度との関係を表9に示す。表6~9においてが付された数値は実施例の数値である。Cu添加量が1質量であり、熱処理温度が700~950°Cである実施例1~3及び5では、CuがNd-Fe-B型主相粒子内に均一に拡散しており、保磁力が低いことが確認された。Cu添加量が1.25質量であり、熱処理温度が900~950°Cである実施例4及び6においても、CuがNd-Fe-B型主相粒子内も均一に拡散しており、保磁力が低いことが確認された。実施例1~6の低い保磁力は、主相粒子中のNd2Fe14Bの異方性磁界HAが低下したことに起因すると推察される。Cu添加量が0であり、熱処理温度が700~900°Cである比較例1,3及び5では、熱処理温度の変化に伴う磁性の変化は見られなかった。つまり、比較例1,3及び5の磁性体と、その原料混合物との間に顕著な差異は確認されなかった。また、Cu添加量が0であり、熱処理温度が950°Cである比較例7では、粒成長とmf/HcJの増加が見られた。比較例7の粒成長は、熱処理温度が高すぎたことに起因すると考えられる。また、比較例7のmf/HcJの増加は、磁性体の磁化機構がニュークリエーション型になったことに起因すると考えられる。Cu添加量が1.25質量であり、熱処理温度が700~800°Cである比較例2及び4では、熱処理温度が低いためにCuがNd-Fe-B型主相粒子内に均一に拡散できず、その結果、Cu濃度が高い部分が生じた、と考えられる。そして、Cu濃度が高い部分において、Cu-希土類化合物例えばNdCu5が形成され、Nd-Fe-Bの一部のNdが奪われたと推察される。その結果、比較例2及び4の残留磁束密度Brが低くなったと考えられる。Cu添加量が1.5質量であり、熱処理温度が900~950°Cである比較例6及び8では、Cu添加量が多すぎた。その結果、Nd-Fe-B型主相粒子内にCuが均一に拡散しても、まだ主相粒子外に余剰のCuが存在していたものと考えられる。そして、この余剰のCuによりCu-希土類化合物例えばNdCu5が形成され、Nd-Fe-Bの一部のNdが奪われたと推察される。その結果、比較例6及び8の残留磁束密度Brが低くなったと考えられる。"