"主相としてCaCu5型結晶相を含有し、RNiaCobAlcMndSneMfRは、Yを含むランタノイド元素から選ばれる少なくとも1種を含む元素であって、Laを必須に含む。MはTi、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P及びCから選択される少なくとも1種の元素を示す。aは3.70≦a≦5.10、bは0<b≦0.55、cは0.00≦c≦0.45、dは0.00≦d<0.20、eは0.05≦e≦0.25、fは0.00≦f≦0.25、4.90≦abcdef≦5.50である。で表される組成を有し、該合金の断面組織のEPMAによる面分析より得られた倍率800倍のSnとLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相が存在しない組織を有する水素吸蔵合金。RはLa、Ce、Pr及びNdを少なくとも含み、Laが30以上85質量以下、Ceが5以上55質量以下、Prが0.1以上10質量以下、Ndが0.1以上20質量以下である請求項1記載の水素吸蔵合金。bが0<b≦0.50である請求項1又は2記載の水素吸蔵合金。bが0.10≦b≦0.30である請求項3記載の水素吸蔵合金。eが0.05≦e≦0.15である請求項1~4のいずれかに記載の水素吸蔵合金。beが0.10≦be≦0.65である請求項1~5のいずれかに記載の水素吸蔵合金。beが0.15≦be≦0.45である請求項6記載の水素吸蔵合金。deが0.05≦de≦0.30である請求項1~7のいずれかに記載の水素吸蔵合金。請求項1~8のいずれかに記載の水素吸蔵合金を負極活物質として含有するニッケル水素二次電池用負極。請求項9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。特許文献1の水素吸蔵合金では、吸蔵放出時の合金の微粉化を抑制することは可能であるが、合金の耐食性を向上し、かつCo、Mn、Al等のアルカリ電解液への溶出をなくすことはできない。特にMnを多量に含むため、Mnのアルカリ電解液への溶出量は多い。結果として、合金を電池に使用した際、耐食性、自己放電特性および作動電圧の低下が生じてしまう。本発明の課題は、低コスト化のためにCoを低減しつつ、微粉化特性および耐酸化特性を向上させて十分な耐食性を有し、かつCo、Mn、Al等のアルカリ電解液中への溶出を大幅に抑制することが可能な水素吸蔵合金及び、この水素吸蔵合金を用いて製造したニッケル水素二次電池用負極を提供することにある。本発明の別の課題は、負極からのCo、Mn、Al等のアルカリ電解液中への溶出を大幅に抑制し、自己放電特性および作動電圧の低下を抑制することを可能にすると共に、優れた容量維持率サイクル特性も得られるニッケル水素二次電池を提供することにある。本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、LaNi5系水素吸蔵合金において、特に、Co、MnおよびSnの含有割合を制御して特定組成とすると共に、該合金の断面組織のEPMAによる面分析を行い、得られた倍率800倍のLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相が存在しない組織とすることで、低コストで、微粉化特性、耐酸化特性に優れた十分な耐食性を有し、かつCo、Mn、Al等のアルカリ電解液中への溶出を低減した水素吸蔵合金が得られることを見い出した。そして、この合金をニッケル水素二次電池の負極活物質として使用することで、低コストで、サイクル特性、耐食性合金の耐酸化性、自己放電特性等に優れた電池を得ることができることを見出し、本発明を完成した。ここで、後述する比較例10-13にも示されるとおり、LaNi5系水素吸蔵合金において、特に、Snを含有しない組成の場合、Mn量が多くても、EPMAによる面分析より得られた倍率800倍のLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相は認められないが、Snを含有する組成の場合、Mn量を少なくしても、EPMAによる面分析より得られた倍率800倍のLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相が認められる場合があることがわかった。要するに、本発明のようにSnを必須に含むLaNi5系水素吸蔵合金においては、析出相が生じ易く、Snを含まない組成とは、異なる制御が必要であることがわかった。本発明によれば、主相としてCaCu5型結晶相を含有し、RNiaCobAlcMndSneMfRは、Yを含むランタノイド元素から選ばれる少なくとも1種の元素であって、Laを必須に含む。MはTi、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P及びCの少なくとも1種の元素を示す。aは3.70≦a≦5.10、bは0<b≦0.55、cは0.00≦c≦0.45、dは0.00≦d<0.20、eは0.05≦e≦0.25、fは0.00≦f≦0.25、4.90≦abcdef≦5.50である。で表される組成を有し、該合金の断面組織のEPMAによる面分析より得られた、倍率800倍のLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相が存在しない組織を有する水素吸蔵合金が提供される。また本発明によれば、前記水素吸蔵合金を活物質として含有するニッケル水素二次電池用負極が提供される。さらに本発明によれば、前記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が提供される。本発明の水素吸蔵合金は、上記組成および組織を有するので、低コストで、微粉化特性、耐酸化特性に優れた十分な耐食性を有し、かつCo、Mn、Al等のアルカリ電解液中への溶出を抑制することができ、ニッケル水素二次電池の負極活物質として有用である。また、本発明のニッケル水素二次電池は、上記負極活物質を有する負極を備えるので、低コストで、サイクル特性、酸化抑制による耐食性、自己放電特性等に優れる。以下本発明を更に詳細に説明する。本発明の水素吸蔵合金は、主相としてCaCu5型結晶相を含有し、RNiaCobAlcMndSneMfで表される組成を有する。ここで、主相としてCaCu5型結晶相を含有することは、例えば、Cu-Kα線をX線源とするX線回折装置XRDにより測定することができる。上記組成を示す式中Rは、Yを含むランタノイド元素から選ばれる少なくとも1種の元素であって、Laを必須に含む。即ち、必須元素としてLaを含み、任意元素としてLa以外のYを含むランタノイド元素から選ばれる少なくとも1種を含む場合がある。例えば、RとしてMmミッシュメタルを使用することができる。MmはLaを含有し、主にLa、Ce、Pr、Nd、Sm等から選択される元素を2種以上含有する。Laは合金の水素吸蔵放出時の平衡圧を低くする傾向があり、Pr、Nd、Sm等は高くする傾向がある。RにおいてLaの含有割合は、通常、30質量以上であり、酸化抑制による耐食性が良好となる点で、30以上85質量以下が好ましい。Ceの含有割合は、サイクル特性や電池の容量が良好となる点で5以上55質量以下が好ましい。Prの含有割合は、サイクル特性が良好となる点で0.1以上10質量以下が好ましい。Ndの含有割合は、サイクル特性が良好となる点で0.1以上15質量以下が好ましい。本発明においてはこれらそれぞれの希土類元素を配合した混合物もしくは上記組成範囲を有するMmを用いるのが好ましい。上記式中Mは必ずしも必要ではなく、電池の用途により特性の微調整が必要な場合に含有させる。Mは、Ti、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P、Cから選択される少なくとも1種の元素である。Fe、Cu、Zr、Ti、Nb、Mo、W、Bから選択される少なくとも1種を含有させると初期活性の改善及び微粉化が抑制される。もしくは、電解液へのCo、Mn、Alの溶出が抑制される。上記式中aは、Rのモル数を1としたときのNiの含有量を表す。Niの含有量は、主に微粉化特性に影響する。aは、3.70≦a≦5.10である。好ましくは、4.05≦a≦5.00である。aが3.70より小さいと微粉化を抑制することができず、5.10より大きいと水素吸蔵量が少なくなるおそれがある。上記式中bは、Rのモル数を1としたときのCoの含有量を表す。Coの含有量は、主に微粉化特性を向上する。bは、0<b≦0.55である。好ましくは、0<b≦0.50で、さらに好ましくは、0.10≦b≦0.30である。bが0.55よりも大きいと初期活性が十分でない。後述するSnの添加により微粉化特性および耐酸化特性に優れ、耐食性が向上する。またSn添加によりCo、Al、Mnのアルカリ電解液への溶出を抑制しているが、このSn添加の効果はCoとの相乗効果により可能となっている。したがって、Coを含有しない場合は低コスト化となるが、本発明の効果が得られない。上記式中cは、Rのモル数を1としたときのAlの含有量を表す。Alの含有量は、主に水素吸蔵放出時の平衡圧を調整し、電池の容量を大きくする。cは0≦c≦0.45である。cが0.45よりも大きいと鋳造した合金を熱処理しても十分に均質化できず、合金組織に母相よりAl濃度が高い析出相が存在する。このような析出相が存在すると、この析出相を起点として割れが生じ、合金が微粉化し、サイクル特性が低下する。また、このような析出相からAlがアルカリ電解液へ溶出することにより、電池の自己放電特性、及び作動電圧が低下する。上記式中dは、Rのモル数を1としたときのMnの含有量を表す。Mnの含有量は、主に水素吸蔵放出時の平衡圧を調整し、電池の容量を大きくする。dは0≦d<0.20である。dが0.20よりも大きいとAlと同様にMnがアルカリ電解液へ溶出することにより、電池の自己放電特性、及び作動電圧が低下する。前述の通り、Mnは特に溶出しやすい傾向があるので、本発明においては他の元素とのバランスにより、従来より著しく少ない含有量とすることが可能となっている。上記式中eは、Rのモル数を1としたときのSnの含有量を表す。Snの含有量は、主に耐食性に影響する微粉化特性及び耐酸化特性を向上し、かつCo、Al、Mnのアルカリ電解液への溶出を抑制し、電池のサイクル特性、耐食性、自己放電特性等を向上する。eは0.05≦e≦0.25である。好ましくは0.05≦e≦0.15である。eが0.25よりも大きいとSnがアルカリ電解液へ溶出する。eが0.05よりも小さいと合金の耐食性を改善する効果、Co、Mn、Alのアルカリ電解液への溶出を抑制する効果が十分得られない。式中fは、Rのモル数を1としたときのMの含有量を表す。fは0≦f≦0.25である。fが0.25よりも大きいと本発明の水素吸蔵合金に求める諸特性が得られなくなる。上記式中のabcdefは、Rのモル数を1としたときのR以外の成分の含有量を表す。R以外の成分全体の含有量は、主に微粉化に影響する。abcdefは、4.90≦abcdef≦5.50である。4.90よりも小さいと微粉化を抑制することができず、5.50よりも大きいと水素吸蔵量が少なくなるおそれがある。上記式中beは、CoとSnの含有量の合計を表す。beは、好ましくは0.10≦be≦0.65、特に好ましくは、0.15≦be≦0.45である。微粉化抑制効果を持つCoを低減する代わりにSnを添加することで該抑制効果を補う。beは、0.65よりも大きいと初期活性が悪くなり、0.10よりも小さいと低コスト化となるが微粉化特性が悪くなるとともに、耐食性が向上する効果やCo、Mn、Alのアルカリ電解液への溶出を抑制する効果が得られない。上記式中deは、MnとSnの含有量の合計を表す。deは、好ましくは0.05≦de≦0.30、特に好ましくは、0.05≦de≦0.25である。この範囲において、Snが多めの場合はCo、Mn、Alのアルカリ電解液への溶出を抑制する効果が得られ、逆にMnが多めの場合は高容量が得られる。本発明の水素吸蔵合金は、上記組成を有し、該合金の断面組織のEPMAによる面分析より得られた倍率800倍のLaのマッピング像において、粒径が5.0μm以上の析出相が存在しない組織を有する。EPMAの測定条件は、倍率800倍、加速電圧15kV、電流1×107A、ビーム径1μmである。ここでいう析出相の粒径とは、長軸の長さのことをいう。粒径が5.0μm以上の析出相の確認は、上記EPMAの測定条件より得られる面分析のマッピング像から判断される。また該析出相はSn濃度が高い領域内に多く発生する。上記析出相が確認できる場合は、母相と析出相とで充放電時に膨張率差が生じ、結果として合金の割れを促進し、電池寿命を低下させる。加えて、アルカリ電解液中では、Sn濃度が高い領域はSn自身の溶出も促進され、またSn濃度分布のため本来所望するSnの他元素Mn,Co,Alのアルカリ溶出抑制効果が得られ難い場合がある。本発明の水素吸蔵合金を製造する方法は、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や金型鋳造法が挙げられる。上記ストリップキャスト法では、まずR、Ni、Co、Mn、Al、Sn、Mを所定の組成となるように配合した原料を準備する。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、融点より100°C以上高い合金溶融物とした後、該合金溶融物を銅製水冷ロールに注湯し、急冷却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。ストリップキャスト法と金型鋳造法では冷却速度が異なり、簡便に偏析が少なく組成分布が均一な合金が得られる点でストリップキャスト法が好ましい。上記製造方法では、次いで、冷却凝固して得られた合金を熱処理する。熱処理は、不活性雰囲気下、900~1200°C、特に、金型鋳造法により得られる合金の熱処理の場合、Sn濃度が高い領域内において、La濃度が低くかつ粒径が5.0μm以上の析出相が存在しない組織とするために、好ましくは1050°C以上の温度で行う。熱処理時間は30分~10時間程度、好ましくは30分~8時間程度である。このような熱処理を行うことで、多くのSnを母相に固溶させることができ、かつLaを均一に分布させた組織を有する合金を得ることができる。その結果、合金を電池に使用した際、Snのアルカリ電解液への溶出を抑制し、電池の自己放電特性、及び作動電圧の低下を抑制することができる。本発明のニッケル水素二次電池用負極は、本発明の水素吸蔵合金を負極活物質として含有する。この際、本発明の水素吸蔵合金は、粉砕粉として含有することが好ましい。粉砕は既知の粉砕手段により、好ましくは平均粒径D50が10~100μm、さらに好ましくは20~80μmに粉砕する。なお、水素吸蔵合金の粉砕粉は、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において水素吸蔵合金の含有量は、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。上記導電剤としては、既知のものが使用でき、黒鉛、カーボンブラック等アセチレンブラック、ファーネスブラック等の炭素質材料、銅、ニッケル、コバルト等が挙げられる。上記結着剤としては、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。上記集電体としては、例えばパンチングメタル、発泡メタル等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、本発明の水素吸蔵合金粉砕粉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、増粘剤等が添加され、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を積層した電極群を、ステンレス等からなる収納容器に収納する。収納容器が円筒形状の缶体の場合、通常、該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。上記セパレータとしては、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や、ポリエチレン、ポリプロピレン製等の多孔質高分子膜などを用いることができる。上記正極としては、ニッケル酸化物を含むものが挙げられ、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。上記電極群が収納された容器内には、例えば、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。該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電解液も用いることができる。上記容器内には、通常、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1表1記載の組成合金が得られるように適宜原料を秤量し、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1450°Cとして、水冷式銅鋳型を使用し、厚さ20mmの合金鋳塊とした。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊をスタンプミルにて粉砕し、平均粒径D50が約50μmの合金粉末を得た。この合金粉末についてCu-Kα線をX線源とするX線回折測定した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になったことを、蛍光X線、ICPにより確認した。更に、合金断面を、EPMAにより、倍率800倍、加速電圧15kV、電流1×107A、ビーム径1μmの条件で面分析を行ったところ、Laマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相が確認できなかった。-特性評価試験-得られた水素吸蔵合金の特性耐酸化特性、微粉化残存率、総溶出量、容量維持率を下記の通り測定した。充放電サイクル試験得られた水素吸蔵合金をスタンプミルにて粉砕し、平均粒径D50が約50μm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た。耐酸化特性の評価上記充放電サイクル試験を100サイクル行った後、負極の合金ペレットを取り出し、純水で十分洗浄し、60°Cで減圧乾燥後に酸素値を測定した。酸素値の測定にはLECO株製、商品名:酸素窒素分析装置TCH600を使用し、測定を行った。この酸素値を耐食性の指標として定義した。その結果を表2に示す。微粉化残存率の評価合金をスタンプミルにて粉砕し、得られた粉砕粉を目開きが20μmと53μmのふるいで篩分けをして、該粒度分布幅の粉末を得た。。次に、PCT測定自動高圧ジーベルツ装置東洋紡エンジニアリング製を用いて80°C、1時間真空引きを行った後、3MPaに達するまで水素を吸蔵させた後、80°C、30分間真空引きを2回行い活性化を行った。その後、水素圧力が1.3MPaまで吸蔵、0.02MPaまで放出を10回繰り返した後の合金の平均粒径を粒度分布測定装置日機装株製、商品名:マイクロトラックMT3000を用いて測定した。同様に測定した活性化前の初期の合金粒径に対する活性化後吸蔵放出を10回繰返した後の合金粒径の比率を、微粉化残存率として百分率で求めた。その結果を表2に示す。アルカリ溶出量の評価合金をスタンプミルにて粉砕し、平均粒径D50=50μmの粉末を得た。該粉末5gを7N-KOH水溶液50ml中に入れて、80°Cに保持して7日間放置して、KOH水溶液中に合金粉末の構成元素を溶出させた。その後、マルチ型ICP発光分光分析装置サーモフィッシャーサイエンティフィック株製、商品名:IRISAdvantageを用いて、KOH水溶液をICP分析法InducedCouplePlasumaSpectroscopy:誘起結合プラズマ分光分析により分析し、検出された元素の濃度を測定した。合金粉末を構成するCo,Al,Mn,Sn及びM元素の溶出量の合計を総溶出量とした。その結果を表2に示す。容量維持率の評価1負極板の作製前述の合金粉末100質量部に対してポリアクリル酸ナトリウム0.4質量部、カルボキシメチルセルロース0.1質量部、及びポリテトラフルオロエチレン分散液分散媒:水、固形分60質量部2.5質量部を加えた後、混練して負極合剤のスラリーを得た。このスラリーを、Niめっきを施した厚さ60μmのFe製パンチングメタルの両面の全面に均等に、つまり厚さが一定になるように塗着し、スラリーの乾燥を経て、このパンチングメタルをプレスして裁断し、AAサイズのニッケル水素二次電池用の負極板とした。2正極板の作製金属Niに対して、Znが3質量、Coが1質量の比率となるように、硫酸ニッケル、硫酸亜鉛および硫酸コバルトの混合水溶液を調製し、この混合水溶液に撹拌しながら水酸化ナトリウム水溶液を徐々に添加した。この際、反応中のpHを13~14に保持して水酸化ニッケル粒子を溶出させ、この水酸化ニッケル粒子を10倍量の純水にて3回洗浄した後、脱水、乾燥した。得られた水酸化ニッケル粒子に、40質量のHPCディスパージョン液を混合して、正極合剤のスラリーを調製した。このスラリーを多孔質構造のニッケル基板に充填して乾燥させ、この基板を圧延、裁断してAAサイズのニッケル水素二次電池用の正極板とした。3ニッケル水素二次電池の組立て上記のようにして得られた負極板及び正極板を、ポリプロピレンまたはナイロン製の不織布よりなるセパレータを介して渦巻状に巻回して電極群を形成し、この電極群を外装缶に収容したのち、この外装缶に、リチウム、ナトリウムを含有した濃度30質量の水酸化カリウム水溶液を注入して、容量2500mAhのAAサイズのニッケル水素二次電池を組立てた。4容量維持率の測定作製した電池を0.1Cの電流で16時間充電してから1.0Cの電流で終止電圧0.5Vまで放電する電池容量測定を繰り返し、100サイクル目まで測定した。このとき、1サイクル目の放電容量に対する100サイクル目の放電容量の比率を、容量維持率として百分率で求めた。その結果を表2に示す。実施例2表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1150°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例3表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例4表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで5時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例5表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、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1500°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ティング法にて鋳造を行った。鋳片は、鋳片が冷却ロールから剥離してから鋼鉄製の容器に回収されるまでの間に、アルゴンガスを吹き付けて冷却を行った。鋳片の厚みはおよそ0.3mmであった。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで5時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例6表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1125°Cで8時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例7表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで8時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例8表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例9表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例10表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。このEPMAの面分析によるLaのマッピング画像の写しを図1に示す。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例11表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。このEPMAの面分析によるLaのマッピング画像の写しを図2に示す。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例12実施例11と同様にして鋳片を得た後、得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1000°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。このEPMAの面分析によるLaのマッピング画像の写しを図3に示す。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例13表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1550°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1150°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例14表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例15表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例16表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例17表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例18表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例19表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例20表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例21表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1550°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1125°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例22表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1550°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1125°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例23表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例24表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAのの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例25表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例26表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例27表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例28表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。実施例29表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1400°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例1表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例2表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1550°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1075°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像から粒径が5.0μm以上の析出相が確認された。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例3表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像から粒径が5.0μm以上の析出相が確認された。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例4表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例5表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊をアルゴンガス雰囲気中、1100°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例6表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°C、そして熱処理を行った以外は、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1025°Cで7時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例7表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°Cで行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例8実施例10において、得られた鋳塊の熱処理を、1000°Cで7時間にした以外は実施例10と同様に鋳塊を得た。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であり、合金の組成は所望の組成となった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相が確認された。このEPMAの面分析によるSnとLaのマッピング画像を図4に示す。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例9表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、注湯温度を1450°Cで行った以外は、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成が所望の組成になっており、EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例10表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例11表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで6時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像からは粒径が5.0μm以上の析出相は確認できなかった。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例12表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、実施例1と同様にして鋳塊を得た。得られた鋳塊を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像から粒径が5.0μm以上の析出相が認められた。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。比較例13表1記載の合金組成が得られるように原料を秤量し、実施例5と同様にして鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、1050°Cで6時間熱処理を行った。得られた鋳片を用いて実施例1と同様にして、分析した結果、主相はCaCu5型結晶相であった。また、合金の組成は所望の組成であった。EPMAの面分析によるLaのマッピング画像から粒径が5.0μm以上の析出相が認められた。更に、実施例1と同様に特性評価試験を行った。その結果を表2に示す。"