A元素、Mg及びB元素を含む希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造方法であって、A元素が、Sc、Yを含む希土類元素から選ばれる少なくとも1種のR元素と、任意元素としてZr、Hf及びCaから選ばれる少なくとも1種からなり、B元素が、Niと、任意元素としてA元素及びMgを除く元素から選ばれる少なくとも1種からなり、A元素とB元素とからなる合金と、金属Mg及び/又は金属Mgの融点以下であるMg含有合金とを混合する第一工程と、第一工程で得られた混合物を、得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5~250°C低い温度で、0.5~240時間熱処理する第二工程とを含む希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造方法。A元素とB元素とからなる合金の平均粒径D50が、20~1000μmである請求項1記載の製造方法。金属Mg及び/又は金属Mgの融点以下であるMg含有合金の平均粒径D50が、20~2000μmである請求項1又は2記載の製造方法。金属Mgの融点以下であるMg含有合金が、Mgと、Al、Cu、Zn、Ga、Sn及びInの少なくとも1種からなる請求項1~3のいずれかに記載の製造方法。第一工程において、A元素とB元素からなる合金と、金属Mgとを混合する請求項1~3のいずれかに記載の製造方法。第二工程において、前記混合物を得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より20~120°C低い温度で、1~24時間熱処理する請求項1~5のいずれかに記載の製造方法。A元素とB元素からなる合金は、B元素のモル数/A元素のモル数が3.50~4.80である請求項1~6のいずれかに記載の製造方法。A元素とB元素からなる合金を、液体急冷法で作製することを特徴とする請求項1~7のいずれかに記載の製造方法。第一工程に供するA元素とB元素からなる合金は、熱処理を施した合金である請求項1~8のいずれかに記載の製造方法。第二工程より得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を、解砕もしくは粉砕する第三工程を含む請求項1~9のいずれかに記載の製造方法。A元素とB元素からなる合金中のAB5型結晶相の含有量が60以下であることを特徴とする請求項1~10のいずれかに記載の製造方法。請求項1~11のいずれかに記載の製造方法により得られた希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金。B元素のモル数/A元素のモル数Mgのモル数が、3.0~4.5である請求項12記載の水素吸蔵合金。Mgのモル数/A元素のモル数Mgのモル数が、0.01~0.30である請求項12又は13記載の水素吸蔵合金。請求項12~14のいずれかに記載の水素吸蔵合金を含むニッケル水素二次電池用負極。請求項15記載のニッケル水素二次電池用負極を備えたニッケル水素二次電池。しかしながら、特許文献1で開示された製造方法によると、Mg原料添加時の希土類-Ni合金溶湯の温度が1250~1400°Cで、Mgの沸点1090°Cを大きく超える温度での処理となり、Mgの蒸発が生じる。また、特許文献2で開示された製造方法によると、例えばMgNi2の融点は1147°Cであり、同様の問題が生じる。そのため、合金の組成制御が困難になるといった問題がある。一方で溶解炉内はMgの蒸気が充満した状態となり、炉内の状況が把握できない危険な状態となる。またMgの蒸気の発生により粉塵が発生するため、粉塵爆発の危険性があるなど、Mgの沸点以上の温度での溶解は大きな危険を伴う製造方法である。このような問題があるため、特許文献3に開示されるようにMgを含有する合金をメカニカルアロイング法で作製することが検討されてきた。しかし、この方法によると均質な組成の合金を作製することは困難であり、とりわけMgの含有量の少ない合金を均質な組成で作製することは困難である。本発明の課題は、優れたサイクル特性が得られる耐食性を有し、良好な初期活性、高容量が得られる水素吸蔵特性を有し、高い電池特性のニッケル水素二次電池の実現を可能とする希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を、安全で、かつ工業的にも有用に得ることが可能な製造方法を提供することにある。本発明の別の課題は、水素吸蔵合金における各元素の均一性に優れ、特にMgの分布の均一性に優れ、優れたサイクル特性が得られる耐食性と、良好な初期活性、高容量が得られる水素吸蔵特性を有し、高い電池特性のニッケル水素二次電池の実現を可能とする希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金、それを用いたニッケル水素二次電池用負極及びニッケル水素二次電池を提供することにある。本発明によれば、A元素、Mg及びB元素を含む希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造方法であって、A元素が、Sc、Yを含む希土類元素から選ばれる少なくとも1種のR元素と、任意元素としてZr、Hf及びCaから選ばれる少なくとも1種からなり、B元素が、Niと、任意元素としてA元素及びMgを除く元素から選ばれる少なくとも1種からなり、A元素とB元素とからなる合金以下、AB合金と略すことがあると、金属Mg及び/又は金属Mgの融点以下であるMg含有合金以下低融点Mg含有合金と略すことがあるとを混合する第一工程と、第一工程で得られた混合物を、得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5~250°C低い温度で、0.5~240時間熱処理する第二工程とを含む希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造方法以下、本発明の方法と略すことがあるが提供される。また本発明によれば、本発明の方法により得られた希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金以下、本発明の合金と略すことがあるが提供される。さらに本発明によれば、本発明の水素吸蔵合金を含むニッケル水素二次電池用負極、及び該負極を備えたニッケル水素二次電池が提供される。本発明の方法は、上記構成を採用するので、優れたサイクル特性が得られる耐食性と、良好な初期活性、高容量が得られる水素吸蔵特性を有する希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を、安全、且つ工業的にも有用に製造することができる。特に、Mgの蒸発に伴う合金組成制御の困難性およびMg粉塵による爆発等の危険を排除して、均質な組成の希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を製造することができる。以下、本発明を更に詳細に説明する。本発明の方法は、A元素、Mg及びB元素を含む希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造方法である。A元素は、Sc、Yを含む希土類元素から選ばれる少なくとも1種のR元素と、任意元素としてZr、Hf及びCaから選ばれる少なくとも1種からなる。R元素の含有量は、A元素中の70~100molが好ましく、さらに好ましくは95~100mol、最も好ましくは99~100molである。A元素における上記任意元素の含有量は、A元素中の0~30molが好ましく、さらに好ましくは0~5mol、最も好ましくは0~1molである。R元素としては、La、Ce、Nd、Pr、Sm、Gd、Y、Eu及びYbから選ばれる少なくとも1種を含有することが好ましい。また、任意元素としては、Zrを含有することが好ましい。Laは、得られる合金の水素吸蔵放出時の平衡圧を低くする傾向があり、Nd、Pr、Sm又はZrは高くする傾向がある。B元素は、Niと、任意元素としてA元素及びMgを除く元素から選ばれる少なくとも1種からなる。B元素において、Ni量が少ない場合、微粉化が進行しやすい。逆にNi量が多い場合、十分な水素吸蔵量が得られない傾向がある。Ni量は、B元素中の90~100molが好ましく、さらに好ましくは93~98molである。B元素における上記任意元素の含有量は、B元素中の0~10molが好ましく、さらに好ましくは2~7molである。B元素中の上記任意元素は、電池の用途により特性の微調整が必要な場合に任意に含有させる。具体的な任意元素としては、例えば、Al、Ti、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Cu、Zn、B、Ga、Sn、Sb、In、Si、C及びPから選ばれる少なくとも1種が挙げられる。好ましくは、例えば、Al、Ti、Nb、Mo、W、Mn、Fe、Co、Cu、B及びSnから選ばれる少なくとも1種である。Alは、耐食性に影響し、Alを含有させることで耐食性を更に向上させることができるが、逆にAl量が多い場合、十分な水素吸蔵量が得られず、Alの偏析により十分な耐食性も得られなくなるおそれがあるので、上記任意元素の好ましい含有量の範囲で用いることが好ましい。またAlは合金の水素吸蔵放出時の平衡圧を低くする傾向がある。Fe、Cu、Sn、Ti、Nb、Mo、W又はBは、微粉化を抑制、もしくは電解液へのAl、Co及びMnから選択される少なくとも1種の溶出を抑制する傾向がある。Mgは、水素吸蔵量に大きく寄与する。Mg量が少ない場合、水素吸蔵量は少なく、逆にMg量が多い場合、十分な耐食性が得られない傾向がある。本発明の方法は、各種組成の希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の製造に用いることが可能であり、水素吸蔵特性および耐食性等の要求される特性に合わせた本発明の合金を製造することができる。希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の組成比を表す、B元素のモル数/A元素のモル数Mgのモル数は、2.5~5.5が好ましい。水素吸蔵量を大きくするためには、3.0~4.5が好ましい。Mgのモル数/A元素のモル数Mgのモル数は、0.01~0.30が好ましい。B元素のモル数/A元素のモル数Mgのモル数が3.0~4.5の場合、Mgのモル数/A元素のモル数Mgのモル数は0.05~0.25が好ましく、さらに好ましくは0.10~0.20である。B元素のモル数/A元素のモル数Mgのモル数が3.0~4.5、かつMgのモル数/A元素のモル数Mgのモル数が0.05~0.25の場合、得られる合金の結晶構造が、AB5型結晶構造の単位格子のBサイトの原子本発明に係るB元素の一部がAサイトの原子本発明に係るA元素及び/又はMgで置き換わることで一種の積層欠陥が生じ、CeNi3型結晶構造、PuNi3型結晶構造、Ce2Ni7型結晶構造、Gd2Co7型結晶構造、Ce5Ni19型結晶構造、Pr5Co19型結晶構造およびこれらに類似する結晶構造のいずれかが主相となり、AB5型結晶構造を主相とする合金と比較し、水素吸蔵量が大きくなる。本発明の方法において目的とする希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金は、その融点が950~1090°C程度であり、鋳造法による合金製造には、通常、融点より300°C以上高い温度での溶解が必要となり、Mgの沸点1090°Cよりも非常に高く、多量のMgの蒸発が生じる。これに対して、本発明の方法は、以下に示す第一工程と第二工程を含み、Mgの沸点以下で行うことが可能であるため、Mgの蒸発を従来よりも劇的に低減することができる。本発明の方法において第一工程は、A元素とB元素とからなる合金と、金属Mg及び/又は金属Mgの融点以下であるMg含有合金とを混合する。このときに用いるAB合金は、下記第二工程の熱処理においてMgの拡散反応をスムーズに行うために粉末形状が好ましく、その平均粒径D50は、20~1000μmが好ましく、更に好ましくは20~400μm、最も好ましくは20~100μmである。第一工程に用いるAB合金の製造方法は特に限定されず、公知の方法により行われる。例えば、単ロール法、双ロール法又はディスク法等のストリップキャスト法に代表される溶湯急冷法や、ガスアトマイズ法、または溶湯急冷法より冷却速度の遅い金型鋳造法が挙げられる。具体的には、まずA元素とB元素を所定の組成となるように配合した原料を準備する。原料はA元素とB元素とを構成する元素単体の金属またはこれらを含有する合金を用いることができる。R元素として、La、Ce、Nd、Pr、Sm等を含有するMmミッシュメタルも使用できる。次いで不活性ガス雰囲気下、配合した原料を加熱溶解して合金溶融物とした後、例えば、溶湯急冷法の一種であるストリップキャスト法では、該合金溶融物を銅製水冷ロールに注湯し、急冷凝固して合金鋳片を得る。一方、金型鋳造法では、前述同様の方法で得られた合金溶融物を水冷銅鋳型に注湯し、冷却凝固して鋳塊を得る。偏析が少なく組成分布が均一な合金は、Mgの拡散反応が均一に行えるため、冷却速度が速い溶湯急冷法により得たAB合金が好ましい。AB合金の組成を表す、B元素のモル数/A元素のモル数は、3.00~6.00が好ましく、さらに好ましくは3.50~4.80、最も好ましくは3.70~4.70である。B元素のモル数/A元素のモル数が3.50~4.80の場合、A元素とB元素からなる合金は、AB5型結晶構造の単位格子のBサイトの原子本発明に係るB元素の一部がAサイトの原子本発明に係るA元素で置き換わることで生じる一種の積層欠陥を有しており、この積層欠陥が存在することでMgが容易に拡散反応するものと思われる。鋳造したままのAB合金は、AB5型結晶相を多く含有する場合があり、B元素のモル数/A元素のモル数が3.50~4.80の場合にそのような合金を用いるとMgの拡散反応が進みにくいので、熱処理を行って、AB5型結晶相を低減しておくことが好ましい場合がある。該熱処理は、鋳造後室温まで冷却したAB合金を再度加熱して行う方法や、特許第4224453号公報に記載の装置等により、鋳造後室温まで冷却される前に加熱保持を行う方法等公知の方法により行うことができる。AB5型結晶相を低減するには、上述した溶湯急冷法と熱処理を組み合わせて行うことが最も好ましい。AB合金の熱処理は、通常、900~1100°Cにて、0.5~24時間行う。AB合金中のAB5型結晶相の含有量は60以下が好ましく、さらに好ましくは30以下である。本発明のB元素のモル数/A元素のモル数が3.50~4.80の場合おいて、AB5型結晶相の含有量は、AB合金の粉末をX線回折装置にて、下記の条件で測定を行った場合の2θが29.5~31°に現れる最大ピークの強度IAと2θが42~43°に現れる最大ピークの強度IBの比、IA/IB×100の値とした。線源:CuKα、管電圧:40kV、電流:300mA、測定範囲2θ:20~50°、走査軸:2θ/θ、スキャンステップ:0.02°、スキャンスピード:2°/分、発散スリット:1/2°、受光スリット:0.15mm。第一工程で用いる金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金は、下記第二工程の熱処理において、AB合金と効率よく拡散反応させるためには、粉末形状が好ましい。その平均粒径D50は、20~2000μmが好ましく、更に好ましくは20~1500μm、最も好ましくは20~200μmである。低融点Mg含有合金は、金属Mgと、B元素及び/又はR元素とからなる合金が好ましい。下記第二工程の熱処理においてMgの蒸発を防止するため該Mg含有合金の融点はなるべく低い温度が好ましい。金属Mgと組み合わせるB元素は、例えば、Al、Cu、Zn、Ga、Sn及びInから選択される少なくとも1種が挙げられる。特に好ましいのは、Mg-Al合金、Mg-In合金、Mg-Zn合金等である。また金属Mgと組み合わせるR元素は、例えば、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Gd、Eu、Y及びYbから選択される少なくとも1種が挙げられる。低融点Mg含有合金の製造方法および合金形態については、上述のAB合金と同様に行うことができる。本発明の方法は、下記第二工程の熱処理を、得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5~250°C低い温度と比較的低い温度で行うため、Mg等成分の蒸発は多くはないが、厳密には各成分の歩留りを考慮して、所望する組成の合金が得られるように、AB合金、金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金の使用量、組成は適宜決定することができる。前述の通り、低融点Mg含有合金の使用は可能である。しかし、低融点Mg含有合金におけるMgとMg以外の元素との、AB合金への拡散反応速度が異なる点を鑑みると、Mgを含め各成分の蒸発を避けながら、均一な組成の合金を得るには、低融点Mg含有合金の使用は反応が煩雑な場合がある。このため、金属Mgのみを使用することが特に好ましい。第一工程において、AB合金と、金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金との混合は、次の第二工程の熱処理による拡散反応を効率よく行うために、均一な混合状態とすることが好ましい。前述のとおり、AB合金と金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金とは粉末が好ましい。このときの混合方法は粉末同士が均一な混合状態となる方法であれば特に限定されず、例えば、ダブルコーン、V型等の回転型混合機、羽根型、スクリュー型等の攪拌型混合機等を使用して行うことができる。また、ボールミル、アトライターミル等の粉砕機を使用し、AB合金と金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金とを粉砕しながら混合することも可能である。AB合金と、金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金の接触状態を改善するため、混合時にバインダーを使用したり、混合後、プレス成形を行ってもよい。本発明の方法において第二工程は、前記第一工程で得られた混合物を、得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5~250°C低い温度で、0.5~240時間熱処理する。この熱処理は、雰囲気制御が可能な公知の熱処理炉で行うことができる。その際、混合物を混合しながら熱処理を行うことができる。例えば、ロータリーキルン炉のような回転炉を用いてもよい。このとき金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金が、AB合金の内部へ拡散反応し、希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を得ることができる。その熱処理温度は、Mgの蒸発が抑制され、かつ拡散反応が進行しやすい温度、時間で行うことが好ましい。具体的には、該熱処理温度は得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より20~120°C低い温度が好ましい。また、熱処理時間は1~24時間が好ましい。得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5°C低い温度より高い温度で熱処理を行うと、AB合金の結晶相の分解が生じ、均質な組成の合金が得られない。また、得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より250°C低い温度より低い温度で行うと、Mgの拡散反応が十分に行われず、均質な組成の合金が得られない。Mgは酸化しやすいため、熱処理を行う雰囲気は真空又は不活性ガス雰囲気であることが好ましい。さらに好ましくは不活性ガス雰囲気で、且つ加圧した雰囲気である。この場合、Mgの酸化を防ぐと同時に蒸発も防止できる。第二工程の熱処理は、2段階以上に分けて行うこともできる。例えば、金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金の融点を少し超えた温度域で保持した後、昇温して得られる希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の融点より5~250°C低い温度で保持して行うことができる。このように行うことで、より均一に金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金とAB合金との拡散反応を行うことができる。上記熱処理後に合金の一部が固着する場合、またはニッケル水素二次電池の負極材料に適した粉末粒度より大きい場合、第二工程の熱処理の後に、更に熱処理して得られた希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を解砕もしくは粉砕する第三工程を行ってもよい。通常、解砕もしくは粉砕後の粒径は、平均粒径D50が10~100μm、好ましくは30~80μmである。このとき解砕もしくは粉砕する方法は、例えばフェザミル、ハンマーミル、ボールミル、アトライタ等の公知の粉砕機を用いて行うことができる。本発明の方法によれば、上述した第一工程で使用するAB合金、金属Mg及び/又は低融点Mg含有合金の形状、大きさ、第二工程の熱処理条件を適宜設定することでMgが合金内部に均一に分布した合金とすることができる。合金全体にMgが均一に分布することで、従来の希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金と同様に水素吸蔵量が大きく、耐食性に優れた合金を得ることができる。また、従来の希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金と比較し、初期活性の優れた合金を得ることができる。また同様に各種条件を適宜設定することで、希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金の表層部のMg濃度が高く、中心部が低い、Mg濃度勾配を有する合金とすることができる。このような濃度勾配を有する希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金は、合金全体のMg含有量が比較的少ない場合であっても、大きな水素吸蔵量、優れた耐食性を有する。これは、Mg濃度の高い表層部が、水素吸蔵、放出をスムーズに行うゲートの役目を担い、Mg濃度の低い中心部での水素の拡散を容易にしているものと考えられる。Mg濃度の高い表層部は、上述したAB5型結晶構造の単位格子のBサイトの原子本発明に係るB元素の一部がAサイトの原子本発明に係るA元素及び/又はMgで置き換わることで生じる、Ce2Ni3型結晶構造、PuNi3型結晶構造、Ce2Ni7型結晶構造、Gd2Co7型結晶構造、Ce5Ni19型結晶構造、Pr5Co19型結晶構造およびこれらに類似する結晶構造のいずれかを有していると考えられる。このようにMg濃度勾配を有する合金を製造する場合、Mgの使用量を低減することができることから、合金の組成の制御が行い易く、より安全に合金を製造することができるなど、メリットが大きい。このようにMg濃度に勾配がある場合であっても、本発明の方法により製造した合金の組成は、各合金間で均一である。本発明のニッケル水素二次電池用負極は、上述のようにして製造した本発明の合金を含有する。該本発明の合金の粒径は、上述の通り、好ましくは平均粒径D50が10~100μm、さらに好ましくは30~80μmである。なお、本発明の合金は、例えば、所望する特性に応じ、メッキ、高分子ポリマー等で表面被覆や、あるいは酸、アルカリ等の溶液による表面処理等、公知の処理を施してから使用することもできる。本発明のニッケル水素二次電池用負極は、本発明の合金と、他の水素吸蔵合金、例えばLaNi5系水素吸蔵合金の混合物を含んでいても良い。本発明のニッケル水素二次電池用負極において、本発明の合金の含有量は、導電剤、結着剤等の集電体以外の負極を構成する材料の合計量に対して80質量以上とすることが好ましく、さらに好ましくは95質量以上である。導電剤としては、既知のものが使用でき、アセチレンブラック、ファーネスブラック等のカーボンブラック、黒鉛等の炭素質材料、銅、ニッケル、コバルト等が挙げられる。結着剤としては、既知のものが使用でき、カルボキシメチルセルロース、ポリビニルアルコール、ポリビニルブチラール、ポリビニルピロリドン、ポリエチレンオキサイド、ポリテトラフルオロエチレンPTFE、4-フッ化エチレン-6-フッ化プロピレン共重合体FEP等が挙げられる。集電体としては、例えば、パンチングメタル、発泡メタルを用いることができる。通常、ニッケル水素二次電池用負極は、いわゆるペースト式で作製されるため、パンチングメタルを用いる。ペースト式負極は、本発明の合金と上述した結着剤と、必要に応じて導電剤、酸化防止剤、界面活性剤、増粘剤等とを、水を溶媒として混合し、ペースト状とし、このペーストを集電体に塗布、充填、乾燥した後、ローラープレスなどを施すことにより作製される。本発明のニッケル水素二次電池用負極は、必要に応じ、表面に撥水層や導電層等を形成することができる。これらは公知の方法で行われ、例えば、前者はフッ素樹脂ディスパーション等を塗布、乾燥して行われ、後者はメッキ等により行われる。本発明のニッケル水素二次電池は、本発明のニッケル水素二次電池用負極を備える。それ以外の構成は、公知のものを用いることができる。本発明のニッケル水素二次電池の形状は、円筒型、積層型、コイン型等、種々のものとすることができる。いずれの形状であっても、ニッケル水素二次電池は、負極とセパレータと正極とを積層した電極群をステンレス等からなる缶体に収納する。円筒形状の場合、通常、缶体を負極端子とするため、負極を外側にして電極群を渦巻き状に巻いて缶体に挿入することにより負極と負極端子は接続される。正極は通常、リードにより正極端子に接続される。セパレータは、ナイロン、ポリプロピレン、ポリエチレン製等の高分子繊維不織布、ポリエチレン、ポリプロピレン等の多孔質高分子膜などを用いることができる。正極は、ニッケル酸化物を含むものであり、例えば、非焼結式ニッケル電極などが用いられる。非焼結式ニッケル電極は、水酸化ニッケルと必要に応じて添加される水酸化コバルト、一酸化コバルト、金属コバルトなどを結着剤とともに、水を溶媒として混合し、ペースト状とし、このペーストを発泡メタル等の集電体に充填、乾燥した後、ローラープレスなどを施すことにより作製される。電極群が収納された容器内には、6~8規定の水酸化カリウム溶液がアルカリ電解液として注入される。アルカリ電解液には、水酸化リチウム、水酸化ナトリウムなどが添加されているものも用いることができる。容器内には電池を密閉するためのガスケットや電池内の圧力が上昇した際に作動する安全弁が通常設けられる。以下、実施例および比較例により本発明を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されない。実施例1Mgを除く原料を秤量し、高周波溶解炉にてアルゴンガス雰囲気中で溶解し、合金溶融物とした。続いて、この溶融物の注湯温度を1400°Cとして、銅製水冷ロールの単ロール鋳造装置を用いたストリップキャスト法にて急冷凝固し、平均の厚みが0.4mmである鋳片を得た。得られた鋳片をボールミルにて、予備粉砕を行い、平均粒径D50が75μmの粒度の合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La060Sm016Zr004Ni345Al010であった。得られた合金を、前記条件でX線回折装置にて測定したIA/IB×100の値は50であった。上記で得られた合金と、平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して920°C、24時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa060Sm016Zr004Mg020Ni345Al010であった。Mgの歩留りは99.6であった。得られた合金の融点は、約1000°Cであった。熱処理後の水素吸蔵合金粉末をEPMA日本電子製、商品名JXA8800により観察した。Mgの元素マッピング像を図1に示す。Mgは合金全体に均一に分布していた。-特性評価試験-得られた水素吸蔵合金の電池特性を下記の通り測定した。電池特性の評価結果を表1に示す。最大放電容量得られた水素吸蔵合金をボールミルにて粉砕し、平均粒径D50が約60μmの合金粉末を得た。合金粉末0.15gとカルボニルニッケル粉末0.45gを乳鉢でよく混合し、混合物を2000kgf/cm2で加圧プレスすることで直径10mmのペレットを作製した。次いで、ペレットをニッケル製金網の間に挟み込み、周辺をスポット溶接して圧接し、さらにニッケル製リードを前記金網にスポット溶接することで負極を作製した。得られた負極を対極の焼結式ニッケル電極と共に8N-KOH水溶液に浸漬し、25°Cの温度下にて充放電サイクル試験を行った。充放電は、充放電装置計測器センター製、商品名BS2500-05R1を使用し、水素吸蔵合金1g当たり150mAの電流で170分間充電し、10分間休止した後、水素吸蔵合金1g当たり150mAの電流で酸化水銀電極に対して-0.7Vになるまで放電を行うサイクルを繰り返し、最大の放電容量をこの水素吸蔵合金の最大放電容量とした。初期活性初期活性として、上記最大放電容量、及び3サイクル時の放電容量を基に、以下で定義した。初期活性=3サイクル時の放電容量/最大放電容量×100サイクル特性サイクル特性として、上記最大放電容量、及び100サイクル時の放電容量を基に、以下で定義した。サイクル特性=100サイクル時の放電容量/最大放電容量×100実施例2原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La072Nd010Sm006Ni338Al010であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して940°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa072Nd010Sm006Mg012Ni338Al010であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約990°Cであった。この合金のMgの元素マッピング像を図2に示す。Mgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例3原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La055Ce005Sm020Ni285Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して940°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa055Ce005Sm020Mg020Ni285Al015であった。Mgの歩留りは100であった。得られた合金の融点は、約950°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例4原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La085Ni480Al020であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して900°C、24時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa085Mg015Ni480Al020であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約1000°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行った電池特性の評価結果を表1に示す。実施例5原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La085Ni360Al020であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して920°C、16時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa085Mg015Ni360Al020であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約960°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例6実施例5と同様のMgを含有しない合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して910°C、6時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa085Mg015Ni360Al020であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約960°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例7原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La049Nd015Pr015Hf001Ni337Al018であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して920°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa049Nd015Pr015Hf001Mg016Ni337Al018であった。Mgの歩留りは99.7であった。得られた合金の融点は、約1020°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例8原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La078Y002Ni345Al020Mn007であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して900°C、16時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa078Y002Mg020Ni345Al020Mn007であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約945°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例9原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La055Pr006Nd019Ni330Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して970°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa055Pr006Nd019Mg020Ni330Al015であった。Mgの歩留りは99.2であった。得られた合金の融点は、約1010°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例10実施例9で得られたMgを含有しない合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して950°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa055Pr006Nd019Mg020Ni330Al015であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、約1010°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例11原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La060Pr025Ni350Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して930°C、6時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa060Pr025Mg015Ni350Al015であった。Mgの歩留りは99.4であった。得られた合金の融点は、約980°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例12原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La070Pr015Ni355Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して930°C、16時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa070Pr015Mg015Ni355Al015であった。Mgの歩留りは99.6であった。得られた合金の融点は、約970°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例13原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La080Pr010Ni350Al017であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して910°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa080Pr010Mg010Ni350Al017であった。Mgの歩留りは99.8であった。得られた合金の融点は、約955°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例14原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La085Pr010Ni350Al017であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して890°C、20時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa085Pr010Mg005Ni350Al017であった。Mgの歩留りは100であった。得られた合金の融点は、約950°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例15原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La060Pr025Ni350Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が150μmのMg9Al粉末融点約600°Cとを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して930°C、6時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa060Pr025Mg015Ni350Al017であった。Mgの歩留りは99.2であった。得られた合金の融点は、1005°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例16原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、Pr035Nd050Ni340Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して1030°C、16時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところPr035Nd050Mg015Ni340Al015であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、1080°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例17原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La070Pr015Ni340Co015Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して920°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa070Pr015Mg015Ni340Co015Al015であった。Mgの歩留りは99.7であった。得られた合金の融点は、965°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例18実施例5で得られたMgを含有しない合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して840°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa085Mg015Ni360Al020であった。Mgの歩留りは99.6であった。得られた合金の融点は、960°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例19実施例2で得られたMgを含有しない合金に900°C、6時間の熱処理を施した。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して960°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa072Nd010Sm006Mg012Ni338Al010であった。Mgの歩留りは99.5であった。得られた合金の融点は、990°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例20Mgを除く原料を秤量し、高周波溶解炉にてアルゴンガス雰囲気中で溶解し、合金溶融物とした。続いて、この溶融物の注湯温度を1400°Cとして、銅製水冷ロールの単ロール鋳造装置を用いたストリップキャスト法にて急冷凝固し、連続して加熱ドラムにてアルゴンガス雰囲気中で900°C、10分間の熱処理を施し、平均の厚みが0.4mmである鋳片を得た。得られた鋳片をボールミルにて、予備粉砕を行い、平均粒径D50が75μmの粒度の合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La072Nd010Sm006Ni338Al010であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して940°C、12時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa072Nd010Sm006Mg012Ni338Al010であった。Mgの歩留りは99.6であった。得られた合金の融点は、約990°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。実施例21Mgを除く原料を秤量し、高周波溶解炉にてアルゴンガス雰囲気中で溶解し、合金溶融物とした。続いて、この溶融物の注湯温度を1400°Cとして、厚み40mmの銅製水冷銅鋳型に鋳込み、鋳塊を得た。得られた鋳塊をボールミルにて、予備粉砕を行い、平均粒径D50が75μmの粒度の合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La070Pr015Ni355Al015であった。上記で得られた合金と平均粒径D50が110μmの金属Mg粉末とを乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、700°C、30分間保持した後、昇温して930°C、16時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa070Pr015Mg015Ni355Al015であった。Mgの歩留りは99.6であった。得られた合金の融点は、約970°Cであった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。比較例1実施例1の合金と同じ組成の合金が得られるように、金属Mgを含むすべての原料を同時に配合し、実施例1と同様にストリップキャスティング法にて鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、950°Cで6時間熱処理を行った。得られた合金の組成をICPで分析したところLa060Sm016Zr004Mg020Ni345Al010であった。Mgの歩留りは80であった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行った電池特性の評価結果を表1に示す。比較例2実施例2の合金と同じ組成の合金が得られるように、原料の配合を変更した以外は比較例1と同様に行った。得られた合金の組成をICPで分析したところLa072Nd010Sm006Mg012Ni338Al010であった。Mgの歩留りは72であった。EPMAで確認したところMgは合金全体に均一に分布していた。実施例1と同様に行った電池特性の評価結果を表1に示す。比較例3原料の配合を変更した以外は、実施例1と同様にしてMgを含有しない合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La060Sm016Zr004Ni335Al010であった。次いで、金属Mg粉末の替わりに平均粒径110μmのMg2Ni粉末融点約820°Cを、上記で得られた合金と乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、870°C、30分間保持した後、昇温して970°C、24時間保持した。得られた合金の組成をICPで分析したところLa060Sm016Zr004Mg020Ni345Al010であった。この合金のMgの元素マッピング像を図3に、Niの元素マッピング像を図4に示す。MgおよびNiは、ほとんど合金内部に拡散していなかった。したがって、Mgの融点650°Cより高いMg含有合金を用いた場合、組成が均一な合金が得られないことがわかった。また、実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。比較例4Mgを含有しない合金とMg2Ni粉末の混合物の熱処理を870°C、30分間保持した後、昇温して1000°C、24時間保持した以外は比較例3と同様にして合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La060Sm016Zr004Mg020Ni345Al010であった。得られた合金は、比較例3の合金と比較して粉末間の焼結は進んでいたものの、EPMAで確認したところ比較例3と同様にMgおよびNiはほとんど合金内部に拡散していなかった。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。比較例5Mgを含有しない合金と金属Mg粉末の混合物の熱処理を700°C、30分間保持した後、昇温して945°C、12時間保持した以外は実施例8と同様にして合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La078Y002Mg020Ni345Al020Mn007であった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。比較例6Mgを含有しない合金と金属Mg粉末の混合物の熱処理を700°C、24時間保持した以外は実施例9と同様にして合金を得た。得られた合金の組成をICPで分析したところ、La055Pr006Nd019Mg020Ni330Al015であった。EPMAで確認したところMgは合金の中心部より表層部に多く分布していた。実施例1と同様に行ったMgを含有しない合金のIA/IB×100の値、電池特性の評価結果を表1に示す。