全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯から急冷ロールを用いる急冷凝固法により製造された希土類系合金であって、α-Feの体積率が1以下であることを特徴とする希土類系合金。さらにR-リッチ相間隔が10μm以上であることを特徴とする請求項1に記載の希土類系合金。前記合金に、不活性雰囲気下または減圧下で1135°Cに加熱し、当該温度で10時間保持した後で冷却する熱処理を施した状態において、R-リッチ相間隔が70μm以上であることを特徴とする請求項2に記載の希土類系合金。不活性雰囲気下または減圧下で、全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯を急冷ロールに供給して凝固させてインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕した合金片に所定温度で所定時間保持した後に冷却する処理を施す希土類系合金の製造方法であって、前記インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とすることを特徴とする希土類系合金の製造方法。前述の通り、鋳型法により鋳造された低TREの希土類系合金では、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするため、厚肉状のインゴットを破砕した合金片を該合金の融点直下より0~50°C低い温度に加熱して20時間以上保持する熱処理を施していた。同様に、急冷ロールを用いる急冷凝固法により鋳造された希土類系合金でも、薄帯状のインゴットを破砕した合金片に長時間にわたる熱処理を施していた。また、薄帯状のインゴットを破砕した合金片に長時間にわたる熱処理を行うと、R-リッチ相が液相化して合金中より溶出してしまい、合金成分が変動する問題も生じていた。そのため、短時間での熱処理を可能にする合金が要求されていた。本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、鋳造のままの状態でα-Fe体積率を低減し、熱処理に要する時間を短縮することができる低TREの希土類系合金およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者は、上記問題を解決するため、種々の試験を行い、鋭意検討を重ねた結果、急冷ロールでの冷却速度を高めることにより、鋳造のままの状態でα-Fe体積率を1以下にでき、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするための熱処理に要する時間を短縮できることを知見した。さらに、本発明者は、薄帯状のインゴットを破砕した合金片に、常温まで冷却することなく、所定温度で所定時間保持した後に冷却する処理を施すことにより、熱処理に要する時間をさらに短縮することができることを見出した。本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、下記1~3の希土類系合金および下記4の希土類系合金の製造方法を要旨としている。1全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯から急冷ロールを用いる急冷凝固法により製造された希土類系合金であって、α-Feの体積率が1以下であることを特徴とする希土類系合金。2さらにR-リッチ相間隔が10μm以上であることを特徴とする上記1に記載の希土類系合金。3前記合金に、不活性雰囲気下または減圧下で1135°Cに加熱し、当該温度で10時間保持した後で冷却する熱処理を施した状態において、R-リッチ相間隔が70μm以上であることを特徴とする上記2に記載の希土類系合金。4不活性雰囲気下または減圧下で、全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯を急冷ロールに供給して凝固させてインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕した合金片に所定温度で所定時間保持した後に冷却する処理以下、単に徐冷処理ともいうを施す希土類系合金の製造方法であって、前記インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とすることを特徴とする希土類系合金の製造方法。本発明において、インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とするとは、徐冷処理を施すことなく、破砕した後に冷却した状態の合金片でα-Fe体積率が1以下となる条件にして薄帯状のインゴットを鋳造することを意味する。本発明の希土類系合金は、鋳造のままの状態でα-Fe体積率が1以下であることから、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするための熱処理に要する時間を短縮できる。本発明の希土類系合金の製造方法は、インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とし、この合金片に徐冷処理を施すことにより、α-Fe体積率が1以下かつR-リッチ相間隔が10μm以上である合金片を得ることができる。このため、本発明の希土類系合金の製造方法は、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするための熱処理に要する時間を大幅に短縮できる希土類系合金を得ることが可能である。1.本発明の希土類系合金本発明の希土類系合金は、全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯から急冷ロールを用いる急冷凝固法により製造された希土類系合金であって、α-Feの体積率が1以下であることを特徴とする。本発明の希土類系合金は、鋳造のままの状態熱処理を施す前の状態でα-Fe体積率が1以下であることから、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするための熱処理に要する時間を短縮できる。このため、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするための熱処理を施す際に、R-リッチ相が液相化して溶出することにより合金成分が変動する問題を防止できる。本発明の希土類系合金は、R-リッチ相間隔を10μm以上とするのが好ましい。α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上にするため、従来の鋳型法による希土類合金では熱処理に20時間以上を要する。これに対し、α-Fe体積率が1以下である本発明の希土類系合金において、R-リッチ相間隔を10μm以上とすることにより、7時間の熱処理でα―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上にできる。このように希土類系合金が鋳造のままの状態でα-Fe体積率が1以下かつR-リッチ相間隔が10μm以上であると、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を170μm以上とするための熱処理に要する時間をさらに短縮できる。本発明の希土類系合金は全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金からなり、その化学組成はR希土類元素、TFeを必須とする遷移金属元素およびBホウ素を主成分とし、適宜選定される種々の添加元素、その他に不純物元素により構成されるものである。ここで、不純物元素とは、合金を工業的に製造する際に、原料を始めとして製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。全希土類元素の含有率TREを13.0原子以下と規定するのは、前述の通り、R-リッチ相が生成するのを必要最小限に抑えて主相の割合を高めるためである。一方、TREが11.7原子未満であると、合金を原料とした希土類系磁石において十分な保磁力IHcが得られないことから、TREを11.7原子以上とするのが好ましい。Rとして、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、YbおよびLuのうちの少なくとも1種以上を採用できるが、Ndを主成分とするのが好ましい。Tは、具体的には必須であるFeを主成分とし、Coを含有してもよく、その組成範囲は、60.0~85.0原子とするのが好ましい。60.0原子未満では、合金を原料とした希土類系磁石において十分な残留磁束密度か得られず、一方、85.0原子超えると、合金を原料とした希土類系磁石において十分な保磁力が得られないからである。Bの組成範囲は、4.5~11.6原子とするのが好ましい。4.5原子未満では、合金を原料とした希土類系磁石において十分な保磁力が得られず、一方、11.6原子超えると、合金を原料とした希土類系磁石において十分な残留磁束密度Brが得られないからである。Alを2.1原子以下、Gaを0.4原子以下、Vを1.7原子以下、Crを1.6原子以下、Mnを1.6原子以下、Moを1.8原子以下、Znを1.3原子以下、Niを0.9原子以下、Snを0.2原子以下、Zrを0.3原子以下とする各元素のうち少なくとも1種以上をR-T-B系合金に添加することにより、合金を原料とした希土類系磁石において保磁力を高めることができる。2.本発明の希土類系合金の製造方法本発明の希土類系合金の製造方法は、不活性雰囲気下または減圧下で全希土類元素の含有率が13.0原子以下であるR-T-B系合金溶湯を急冷ロールに供給して凝固させて薄帯状のインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕した合金片に所定温度で所定時間保持した後に冷却する処理徐冷処理を施す希土類系合金の製造方法であって、インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とすることを特徴とする。前述の通り、インゴットを破砕した合金片においてα-Fe体積率を1以下とするとは、徐冷処理を施すことなく、破砕した後に冷却した状態の合金片でα-Fe体積率が1以下となる条件にして薄帯状のインゴットを鋳造することを意味する。これは、不活性雰囲気下または減圧下で溶湯を急冷ロールに供給して凝固させて薄帯状のインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕した合金片に所定温度で所定時間保持した後に冷却する徐冷処理の有無に関わらない。供給された溶湯を急冷ロールで急冷して凝固させる際に冷却速度を増加させることにより、インゴットを破砕した合金片におけるα-Feの生成を低減することができる。この場合、急冷ロールでの冷却速度を640°C/sec以上とすることにより、インゴットを破砕した合金片のα-Fe体積率を1以下にすることができる。急冷ロールでの冷却速度が過度になると、得られる合金片で主相粒径が細かくなり過ぎるおそれがあることから、冷却速度は1500°C/sec以下とするのが好ましい。ただし、冷却速度は、溶湯が冷却ロール接触時から離脱するまでの間の温度差を経過時間で除した値とする。急冷ロールでの冷却速度を増加させる手法として、急冷ロールの内部に流通させる冷媒の供給量または温度を調整したり、急冷ロールの材質や表面性状を最適化したりする手法を採用することができる。本発明の希土類系合金の製造方法では、上述の手法と比べ設備コストを抑えて容易に実施できることから、溶湯の温度を調整する手法を採用するのが好ましい。溶湯の温度を調整する手法を採用する場合、溶湯を高温に調整すると溶湯の粘性が低下することから、急冷ロールの表面に形成された凹凸のうちで微少な凹部に溶湯が入り込み易くなり、溶湯と急冷ロールが接触する面積が増加する。これにより、急冷ロールでの冷却速度を増加させて640°C/sec以上とすることができ、インゴットを破砕した合金片のα-Fe体積率を1以下にすることができる。このようにインゴットを破砕した状態でα-Fe体積率を1以下である合金片に、所定温度で所定時間保持した後に冷却する処理徐冷処理を施す。これにより、得られる合金片のα-Fe体積率を低減できるとともに、R-リッチ相間隔を大きくでき、例えば10μm以上とすることができる。このように徐冷処理を施してα-Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を10μm以上とした合金片は、大幅に時間を短縮した熱処理により、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上にできる。したがって、本発明の希土類系合金の製造方法は、エネルギーコストを抑えて効率よくα―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上にできる合金片を得ることができる。徐冷処理で合金片を一定温度で保持する温度は、800°C以上かつ合金の融点以下とするのが好ましい。保持する温度が800°C未満であると、徐冷処理によりR-リッチ相間隔を大きくする効果が小さく、一方、保持する温度が融点を超えると合金片同士が接着して取り扱いが困難となるからである。また、徐冷処理で一定温度で保持する保持時間は、5~45分とするのが好ましい。保持時間が5分未満であると、R-リッチ相間隔を大きくする効果が小さい。一方、保持時間が45分を超えると、R-リッチ相の溶出が生じやすくなり、成分が変動する場合がある。また、徐冷処理によるR-リッチ間隔の肥大化に対しての効果が緩慢となる。本発明の希土類系合金およびその製造方法による効果を検証するため、下記の試験を行った。[試験方法]本発明例1では、前述したストリップキャスト法によるインゴットの鋳造手順により、チャンバー内において、R-T-B系合金溶湯からインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕して冷却することにより、合金片を得た。インゴットの鋳造は、アルミナ製ルツボに投入した原料を高周波誘導加熱してR-T-B系合金溶湯とし、この溶湯を急冷ロールに供給して凝固させて薄帯状のインゴットを鋳造した。この際、注湯量および急冷ロールの回転数を調整し、鋳造された薄帯状のインゴットの厚さを0.5mmとした。チャンバー内の雰囲気条件は、不活性ガスであるアルゴン雰囲気とし、その圧力は300torrとした。R-T-B系合金溶湯は、金属ネオジウム、電解鉄およびフェロボロンを配合した原料を加熱して溶湯とした。R-T-B系合金の化学組成はNd:12.0原子、B:5.9原子およびNb:0.2原子で含有し、残部がFeおよび不純物元素であり、この合金の全希土類元素の含有率TREは12.0原子であった。急冷ロールとして、Cuを主成分とする金属体からなり内部に冷却水が流通する構造を有し、表面に凹凸が形成されたロール基体を備えた急冷ロールを用いた。この急冷ロールに、加熱して1300°Cにした溶湯を供給して急冷した結果、冷却速度は約850°C/secであった。本発明例2では、本発明例1と同じ条件でインゴットを鋳造して破砕することにより合金片とし、この合金片を冷却することなく、連続的に900°Cで20分間保持した後に冷却する徐冷処理を施して合金片を得た。徐冷処理は、急冷ロールを収容するチャンバー内に配置した温度保持装置および冷却装置を用いて行った。本発明例3~7では、本発明例2と同じ条件で合金片を得て、この合金片に下記表1に記載の加熱温度で所定時間保持した後で約120°C/hrで冷却する熱処理を施した。本発明例3では加熱温度を1100°C、保持時間を10時間とした。本発明例4では加熱温度を1000°C、保持時間を10時間とした。本発明例5では加熱温度を1100°C、保持時間を7時間とした。本発明例6では加熱温度を1000°C、保持時間を7時間とした。本発明例7では加熱温度を1100°C、保持時間を5時間とした。熱処理は真空熱処理炉で行い、炉内をアルゴン雰囲気とし、その圧力は300torrとした。従来例1では、鋳型法によりインゴットを鋳造し、このインゴットを破砕して合金片を得た。鋳型法による鋳造は、アルミナ製ルツボに投入した原料を高周波誘導加熱してR-T-B軽合金溶湯とし、この溶湯をタンディッシュを介してブックモールド式鋳鋼製の鋳型に流し入れ、アルゴン雰囲気中で冷却することにより行った。R-T-B系合金溶湯は、本発明例1と同様に配合した原料を加熱して溶湯とし、その化学組成および全希土類元素の含有率は本発明例1と同一であった。従来例2では、従来例1と同じ条件で鋳造して破砕することにより合金片とし、この合金片に1100°Cに加熱して25時間保持した後で約120°C/hrで冷却する熱処理を施した。熱処理は真空熱処理炉で行い、炉内をアルゴン雰囲気とし、その圧力は300torrとした。従来例3では、前述したストリップキャスト法によるインゴットの鋳造手順により、チャンバー内において、R-T-B系合金溶湯からインゴットを鋳造し、当該インゴットを破砕して冷却し、合金片を得た。従来例3では、インゴットを鋳造する際に1200°Cに加熱した溶湯を急冷ロールに供給して急冷し、冷却速度は約550°C/secであった。従来例3では、急冷ロールに供給する溶湯の温度以外の条件は、本発明例1と同じ条件とした。[評価基準]本発明例および従来例により得られた合金片について、α-Fe体積率およびR-リッチ相間隔を測定した。α-Fe体積率およびR-リッチ相間隔は、以下手順により撮影した写真を用いて測定した。1得られた合金片から9枚の合金片を採取し、厚さ方向の断面が観察できるように樹脂に埋め込んで研磨した。2合金片の厚さ方向の断面について、走査型電子顕微鏡で反射電子像を倍率150倍で撮影した。α-Fe体積率の測定は、上記手順により撮影した写真を用いて以下の手順により行った。1上記手順により撮影した反射電子像写真を画像解析装置に取り込み、二値化によりα-Feが生成した部分を判別した。黒い部分をα-Feが生成した部分とした。2α-Feが生成した部分の面積を積分して算出したα-Fe部の体積を、合金片の断面積を積分して算出した全体積で除してα-Fe体積率とした。R-リッチ相間隔の測定は、上記手順により撮影した写真を用いて以下の手順により行った。1撮影した反射電子像写真を画像解析装置に取り込み、輝度を基準にR-リッチ相と主相の2値化処理を行った。2画像処理装置にて二値化処理を行った画像の縦方向急冷ロールと接触した面と垂直な方向について、急冷ロールと接触した面からその反対面まで1ピクセル実長さで0.2μm毎にR-リッチ相か主相かを判定し、主相を検出した場合に連続して主相と判定されたピクセル数からR-リッチ相の間隔を算出した。3上記2により算出した複数のR-リッチ相の間隔について平均値を求め、R-リッチ相間隔とした。[試験結果]表1に、本発明例および従来例において、鋳造方法、急冷ロールでの冷却速度、破砕した合金片に施した処理、熱処理での加熱温度および保持時間、並びに、得られた合金片のα-Fe体積率およびR-リッチ相間隔を示す。表1に示す結果から、従来例1では、鋳型法によりインゴットを鋳造し、得られた合金片のα-Fe体積率が13.70、R-リッチ相間隔が63.4μmとなった。従来例2では、従来例1と同じ条件で鋳造して破砕した合金片に1100°Cに加熱して25時間保持した後で冷却する熱処理を施し、熱処理を施した合金片でα-Fe体積率が0.54、R-リッチ相間隔が122.3μmとなった。これらから、鋳型法により鋳造された希土類系合金では、α―Fe体積率を1以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上とするため、熱処理で1100°C以上に加熱して20時間以上保持する必要があることが確認できた。また、従来例3では、急冷ロールでの冷却速度を約550°C/secとしてストリップキャスト法によりインゴットを鋳造し、得られた合金片のα-Fe体積率が3.46、R-リッチ相間隔が5.9μmとなった。本発明例1では、急冷ロールでの冷却速度を約850°C/secとしてストリップキャスト法によりインゴットを鋳造し、このインゴットを破砕した合金片を冷却した。この本発明例1では、得られた合金片のα-Fe体積率が0.68、R-リッチ相間隔が6.8μmとなった。したがって、急冷ロールでの冷却速度を増加させることにより、得られる合金片のα-Fe体積率を1.0以下にできることが明らかになった。本発明例2では、本発明例1と同じ条件でインゴットを鋳造して破砕することにより合金片とし、この合金片に徐冷処理を施し、得られた合金片のα-Fe体積率が0.29、R-リッチ相間隔が12.0μmとなった。したがって、破砕した後に冷却した状態の合金片でα-Fe体積率が1以下となる条件にして薄帯状のインゴットを鋳造し、このインゴットを破砕した合金片に徐冷処理を施すことにより、得られる合金片のα-Fe体積率を1.0以下かつR-リッチ相間隔を10μm以上にできることが明らかになった。本発明例3~7では、本発明例2と同じ条件で合金片を得て、この合金片に加熱温度に加熱して所定時間保持した後で冷却する熱処理を施した。本発明例3では、加熱温度を1100°C、保持時間を10時間とし、熱処理を施した合金片でα-Fe体積率が1.0以下かつR-リッチ相間隔が70μm以上となった。本発明例4では、加熱温度を低下させ1000°C、保持時間を10時間とし、熱処理を施した合金片でα-Fe体積率が1.0以下かつR-リッチ相間隔が70.0μm以上となった。本発明例5では、加熱温度を1100°C、保持時間を7時間とし、熱処理を施した合金片でα-Fe体積率が1.0以下かつR-リッチ相間隔が70.0μm以上となった。一方、本発明例6では加熱温度を1000°Cとし時間も短くして7時間とした。本発明例7では保持時間を短くして5時間とした。その結果、本発明例6および7ともに、熱処理を施した合金片でα-Fe体積率が1.0以下であったが、R-リッチ相間隔が70μm未満であった。本発明例3~7から、α-Fe体積率を1.0以下かつR-リッチ相間隔を10μm以上である合金片に、1100°Cに加熱し7時間保持、あるいは1000°Cに加熱し10時間保持した後に冷却する熱処理を施すことにより、α-Fe体積率を1.0以下かつR-リッチ相間隔を70μm以上にできることが明らかになった。また、本発明例3~7から、熱処理の加熱温度を高くすることにより、R-リッチ相間隔が大きくなる傾向が確認された。一方、熱処理の保持時間を長くすることにより、R-リッチ相間隔が大きくなる傾向も確認された。これらから、1135°Cに加熱し、当該温度で10時間保持した後で冷却する熱処理を、α-Fe体積率が1.0以下かつR-リッチ相間隔が10.0μm以上である合金片に施せば、熱処理後の合金片のR-リッチ相間隔70μm以上を実現可能なことが明らかになった。