JP2006299410A - Ｎｉ３Ｓｉ−Ｎｉ３Ｔｉ−Ｎｉ３Ｎｂ系複相金属間化合物，その製造方法，高温構造材料 - Google Patents

Abstract

【課題】室温から高温にかけての広範囲な温度域で強度が高い複相金属間化合物を提供する。
【解決手段】本発明によれば，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなり，かつＬ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織か，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有する複相金属間化合物が提供される。
【選択図】図１０

Description

本発明は，Ｎｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物及びその製造方法，並びにＮｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物からなる高温構造材料に関する。

近年，エネルギー問題や資源の有効利用などから，熱効率の向上が求められている。熱効率を向上させるために，より高温で使用可能な高温構造材料が求められている。
現在の高温構造材料の主流はＮｉ基超合金である。Ｎｉ基超合金は，その構成相の３５ｖｏｌ％以上が金属相（γ相）である。Ｎｉ基超合金のような金属相を含んだ材料では，融点や高温クリープ強度を高めることは，難しいと考えられている。
現在の高温構造材料よりも高い融点や高温クリープ強度を有する高温構造材料を創製するために，金属間化合物を利用することが考えられる。なぜなら，金属間化合物の中には，強度の逆温度依存性を示すものがあり，逆温度依存性を示す金属間化合物を用いると融点や高温クリープ強度が高い高温構造材料を創製することができることが期待されるからである。

しかし，金属間化合物は，一般に，変形能が悪いので加工が困難であるという欠点を有している。また，室温から高温にかけての広範囲な温度域での強度をさらに高めることも望まれている。
本発明は係る事情に鑑みてなされたものであり，室温から高温にかけての広範囲な温度域で高い強度と変形能を有する複相金属間化合物（マルチインターメタリックス）を提供するものである。

課題を解決するための手段及び発明の効果

すなわち，本発明によれば，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなり，かつＬ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織か，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有する複相金属間化合物（以下，「金属間化合物」とも称する。）が提供される。

本発明者らは，上記構成の金属間化合物は，室温から高温にかけての強度と変形能が高くなることを見出し，本発明の完成に到った。

強度と変形能が高くなる理由は，必ずしも明らかではないが，（１）上記構成の金属間化合物に含まれるＬ１₂相（Ｎｉ₃Ｓｉ相）とＤ０₂₄相（Ｎｉ₃Ｔｉ相）が，どちらも，高温（Ｌ１₂相（Ｎｉ₃Ｓｉ相）では約６７３Ｋ〜８７３Ｋまでの温度範囲、Ｄ０₂₄相（Ｎｉ₃Ｔｉ相）では約１０７３Ｋ付近までの温度範囲）での強度が，室温での強度よりも高いという性質、すなわち強度の逆温度依存性を有していること，（２）Ｌ１₂相とＤ０₂₄相が，図３及び図４に示すような整合性のよい界面構造を形成することの２点がその要因であると考えられる。
本発明の金属間化合物は，室温から高温にかけての強度と変形能が優れているので，高温構造材料としても利用することができる。
なお，本明細書において，「〜」は，端の点を含む。

１．本発明の金属間化合物
本発明の一実施形態の金属間化合物は，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなり，かつＬ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織か，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有する。

以下，この金属間化合物の各構成要素について説明する。
１−１．複相組織
まず，本実施形態の金属間化合物が有する複相組織について説明する。本明細書において，「複相」という用語は，複数の相，すなわち，２つ以上の相を意味している。
本実施形態の金属間化合物は，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織か，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有している。Ｌ１₂相は，Ｎｉ₃Ｓｉ相であり，その格子定数ａは，０．３４９７ｎｍである。Ｄ０₂₄相は，Ｎｉ₃Ｔｉ相であり，その格子定数ａ及びｃは，それぞれ，５．１０１ｎｍ及び０．８３０７ｎｍである。Ｄ０_a相は，Ｎｉ₃Ｎｂ相であり，その格子定数ａ，ｂ及びｃは，それぞれ，０．５１０６ｎｍ，０．４２５１ｎｍ及び０．４５５３ｎｍである。

２相共存の複相組織も３相共存の複相組織も，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相を含んでいる。Ｌ１₂相とＤ０₂₄相は，図３及び図４に示すような整合性のよい界面構造を形成する。このように，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相が整合性のよい界面構造を形成することが，本発明の金属間化合物の優れた強度及び変形能の要因になっていると考えられる。また，Ｄ０_a相は，粒状になってＬ１₂相又はＤ０₂₄相からなるマトリックス中に分散していると考えられる。

１−２．Ｓｉの含有量，Ｔｉの含有量，Ｎｂの含有量
次に，本実施形態の金属間化合物に含まれるＳｉの含有量，Ｔｉの含有量及びＮｂの含有量について説明する。

Ｓｉの含有量，Ｔｉの含有量及びＮｂの含有量は，本実施形態の金属間化合物が２相共存の複相組織か３相共存の複相組織を有する範囲に設定すればよい。

本実施形態の金属間化合物が，後述する具体例でのＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料のような３相共存の複相組織を有するには，Ｓｉ：３．１〜９．２ａｔ％，Ｔｉ：５．１〜１１．２ａｔ％，Ｎｂ：３．１〜９．２ａｔ％にすることが好ましく，Ｓｉ：３．６〜８．７ａｔ％，Ｔｉ：５．６〜１０．７ａｔ％，Ｎｂ：３．６〜８．７ａｔ％にすることがさらに好ましく，Ｓｉ：４．１〜８．２ａｔ％，Ｔｉ：６．１〜１０．３ａｔ％，Ｎｂ：４．１〜８．２ａｔ％にすることがさらに好ましい。

また，本実施形態の金属間化合物が，後述する具体例でのＮｏ．１〜Ｎｏ．３試料のような優れた強度及び伸びを有するには，Ｓｉ：５．１〜９．２ａｔ％，Ｔｉ：５．１〜９．２ａｔ％，Ｎｂ：３．１〜９．２ａｔ％にすることが好ましく，Ｓｉ：５．６〜８．７ａｔ％，Ｔｉ：５．６〜８．７ａｔ％，Ｎｂ：３．６〜８．７ａｔ％にすることがさらに好ましく，Ｓｉ：６．１〜８．２ａｔ％，Ｔｉ：６．１〜８．２ａｔ％，Ｎｂ：４．１〜８．２ａｔ％にすることがさらに好ましい。

また，本実施形態の金属間化合物が，後述する具体例でのＮｏ．２試料のような優れた強度，伸び及び酸化耐性を有するには，Ｓｉ：７．２〜９．２ａｔ％，Ｔｉ：７．２〜９．２ａｔ％，Ｎｂ：３．１〜５．１ａｔ％にすることがさらに好ましく，Ｓｉ：７．７〜８．７ａｔ％，Ｔｉ：７．７〜８．７ａｔ％，Ｎｂ：３．６〜４．６ａｔ％にすることがさらに好ましい。

次に，Ｓｉの含有量，Ｔｉの含有量及びＮｂの含有量のそれぞれについて説明する。

Ｓｉの含有量は，１〜１０．５ａｔ％であり，好ましくは，３．１〜９．２ａｔ％であり，さらに好ましくは，５．１〜９．２ａｔ％であり，さらに好ましくは，７．２〜９．２ａｔ％である。Ｓｉの具体的な含有量は，例えば，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４又は１０．５ａｔ％である。Ｓｉの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

Ｔｉの含有量は，５〜１６ａｔ％であり，好ましくは，５．１〜１１．２ａｔ％であり，さらに好ましくは，５．１〜９．２ａｔ％，さらに好ましくは，７．２〜９．２ａｔ％である。Ｔｉの具体的な含有量は，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４，１０．５，１０．６，１０．７，１０．８，１０．９，１１．０，１１．１，１１．２，１１．３，１１．４，１１．５，１１．６，１１．７，１１．８，１１．９，１２．０，１２．１，１２．２，１２．３，１２．４，１２．５，１２．６，１２．７，１２．８，１２．９，１３．０，１３．１，１３．２，１３．３，１３．４，１３．５，１３．６，１３．７，１３．８，１３．９，１４．０，１４．１，１４．２，１４．３，１４．４，１４．５，１４．６，１４．７，１４．８，１４．９，１５．０，１５．１，１５．２，１５．３，１５．１，１５．５，１５．６，１５．７，１５．２，１５．９又は１６．０ａｔ％である。Ｔｉの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

Ｎｂの含有量は，０〜１０ａｔ％であり，好ましくは，０．５〜１０ａｔ％であり，さらに好ましくは，３．１〜９．２ａｔ％であり，さらに好ましくは，３．１〜５．１ａｔ％である。本発明の金属間化合物は，Ｎｂを含んでいることが好ましいが，含んでいなくてもよい。Ｎｂの具体的な含有量は，０．０，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．８，０．９，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９又は１０．０ａｔ％である。Ｎｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

１−３．Ｎｉの含有量
Ｎｉの含有量は，好ましくは７７．５〜８１．５ａｔ％であり，さらに好ましくは７８〜８２ａｔ％であり，さらに好ましくは７８．５〜８０．５ａｔ％である。Ｎｉ₃Ｓｉ相は結晶構造が立方晶系で，他の２つの相（Ｎｉ₃Ｔｉ相とＮｉ₃Ｎｂ相）に比べて結晶構造が単純である。そのため，本発明の金属間化合物は，そのマトリックス（基本となる相）がＮｉ₃Ｓｉ相であるとき強度と変形能（延性）に優れる。Ｎｉ₃ＳｉにＴｉが含まれるときは，ＮｉとＳｉの比がちょうど３：１ではなく，７９．５：２０．５程度のときに金属間化合物相（Ｌ１₂相）になることが分かっている。従って，本発明の金属間化合物においても，Ｎｉの含有量は，７９．５ａｔ％に近いことが好ましい。

Ｎｉの具体的な含有量は，７７．５，７７．６，７７．７，７７．８，７７．９，７８．０，７８．１，７８．２，７８．３，７８．４，７８．５，７８．６，７８．７，７８．８，７８．９，７９．０，７９．１，７９．２，７９．３，７９．４，７９．５，７９．６，７９．７，７９．８，７９．９，８０．０，８０．１，８０．２，８０．３，８０．４，８０．５，８０．６，８０．７，８０．８，８０．９，８１．０，８１．１，８１．２，８１．３，８１．４又は８１．５ａｔ％である。Ｎｉの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

１−４．Ｂの含有量
Ｂの含有量は，０〜１０００重量ｐｐｍであり，好ましくは１０〜１０００重量ｐｐｍであり，さらに好ましくは１０〜８００重量ｐｐｍ，さらに好ましくは２５〜６００重量ｐｐｍ，さらに好ましくは５０〜５００重量ｐｐｍである。この程度の量のＢを含有する場合に，本発明の金属間化合物の機械的及び化学的特性が向上するからである。本発明の金属間化合物は，Ｂを含んでいることが好ましいが，含んでいなくてもよい。
Ｂの具体的な含有量は，例えば０，１０，２０，２５，３０，４０，５０，７５，１００，１２５，１５０，１７５，２００，２２５，２５０，２７５，３００，３２５，３５０，３７５，４００，４２５，４５０，４７５，５００，５２５，５５０，５７５，６００，６２５，６５０，６７５，７００，７２５，７５０，７７５，８００，８２５，８５０，８７５，９００，９２５，９５０，９７５又は１０００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

１−５．金属間化合物の具体的組成
本発明の金属間化合物の具体的な組成は，例えば，
７７．５Ｎｉ−１０．５Ｓｉ−１２Ｔｉ，
（元素の前の数字は，ａｔ％を意味する。以下，同じ。）
７７．５Ｎｉ−６．５Ｓｉ−１６Ｔｉ，
７７．５Ｎｉ−１０．５Ｓｉ−７Ｔｉ−５Ｎｂ，
７７．５Ｎｉ−６Ｓｉ−１１．５Ｔｉ−５Ｎｂ，
７７．５Ｎｉ−１．５Ｓｉ−１６Ｔｉ−５Ｎｂ，
７７．５Ｎｉ−７．５Ｓｉ−５Ｔｉ−１０Ｎｂ，
７７．５Ｎｉ−４Ｓｉ−８．５Ｔｉ−１０Ｎｂ，

７９．５Ｎｉ−１０．５Ｓｉ−１０Ｔｉ，
７９．５Ｎｉ−７Ｓｉ−１３．５Ｔｉ，
７９．５Ｎｉ−４．５Ｓｉ−１６Ｔｉ，
７９．５Ｎｉ−１０．５Ｓｉ−５Ｔｉ−５Ｎｂ，
７９．５Ｎｉ−５Ｓｉ−１０．５Ｔｉ−５Ｎｂ，
７９．５Ｎｉ−１Ｓｉ−１４．５Ｔｉ−５Ｎｂ，
７９．５Ｎｉ−５．５Ｓｉ−５Ｔｉ−１０Ｎｂ，

８１．５Ｎｉ−１０．５Ｓｉ−８Ｔｉ，
８１．５Ｎｉ−６Ｓｉ−１２．５Ｔｉ，
８１．５Ｎｉ−２．５Ｓｉ−１６Ｔｉ，
８１．５Ｎｉ−８．５Ｓｉ−５Ｔｉ−５Ｎｂ，
８１．５Ｎｉ−４Ｓｉ−９．５Ｔｉ−５Ｎｂ，又は
８１．５Ｎｉ−１Ｓｉ−１２．５Ｔｉ−５Ｎｂである。

また，本発明の金属間化合物の具体的な組成は，Ｂを含有する場合は，例えば，上記Ｎｉ，Ｓｉ，Ｔｉ及びＮｂの具体的な組成に，「１−４．Ｂの含有量」で具体的に示した量のＢを含有しているものである。

２．本発明の金属間化合物の製造方法
次に，本発明の金属間化合物の製造方法について説明する。ここでは，本発明の金属間化合物の製造方法の３つの実施形態を示す。本発明の金属間化合物は，以下の方法で製造したものに限定されない。

２−１．第１実施形態
本発明の第１実施形態の金属間化合物の製造方法は，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で均質化熱処理を行う工程を備える。

以下，この実施形態に含まれる各工程について詳述する。
２−１−１．鋳塊作製工程
本発明の対象である鋳塊は，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる。

最終的に得られる，本発明の金属間化合物の組成は，鋳塊の組成と実質的に同じなので，上記「１．本発明の金属間化合物」での各元素の含有量についての説明は，鋳塊にも当てはまる。

鋳塊の作製方法は，限定されないが，例えば，原料（Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎｉ及びＢ）をアーク溶解炉で溶解し，これを鋳造することによって作製することができる。アーク溶解炉で使用する電極には，例えば，非消耗タングステン電極を用いることができ，鋳型には，例えば，水冷式銅ハースを用いることができる。鋳塊は，上記以外の方法で作製してもよく，例えば，高周波熔解といった方法が挙げられる。

２−１−２．均質化熱処理工程
次に，作製した鋳塊に対して，均質化熱処理を施す。
均質化熱処理は，合金元素の偏析を無くすとともに，凝固時の非平衡相を消失させるために，安定相であるＬ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で行う。２相共存状態になるか，３相共存状態になるのかは，鋳塊の組成によって決まる。鋳塊の組成が図１に示す１３２３Ｋの状態図の領域Ａのような２相共存領域に位置する場合は，２相共存状態になり，鋳塊の組成が図１に示す１３２３Ｋの状態図の領域Ｂのような３相共存領域に位置する場合は，３相共存状態になる。

均質化熱処理の温度は，特に限定されないが，２相共存又は３相共存状態にするためには，１３４８Ｋ以下が好ましい。これよりも高い温度（例えば，１３７３Ｋ以上の温度）にすると，Ｄ０₂₄相がＬ１₂相に固溶してＬ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となるからである。
均質化熱処理の温度の下限は，特にないが，均質化熱処理の温度は，１０７３Ｋ以上が好ましい。これよりも低い温度では，均質化に長時間かかるからである。
均質化熱処理の具体的な温度は，例えば，１０７３，１０９８，１１２３，１１４８，１１７３，１１９８，１２２３，１２４８，１２７３，１２９８，１３２３又は１３４８Ｋである。均質化熱処理の温度の範囲は，上記具体的な温度として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

均質化熱処理を行う時間は，特に限定されず，鋳塊全体の組成を均質化するのに必要な時間だけ行えばよい。均質化熱処理を行う具体的な時間は，例えば，１２，２４，３６，４８，６０，７２，８４，９６，１０８，１２０，１３２，１４４，１５６，１６８，１８０，１９２，２０４，２１６，２２８又は２４０時間である。均質化熱処理の時間の範囲は，上記具体的な時間として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

均質化熱処理の後は，自然冷却又は強制冷却によって，室温にまで鋳塊を冷却してもよい。冷却は，自然冷却であってもよく，水焼入れ等による強制冷却であってもよい。自然冷却は，例えば，均質化熱処理後に熱処理炉から鋳塊を取り出して室温に放置することによって行ってもよいし，均質化熱処理後に熱処理炉のヒーター電源を落として，そのまま熱処理炉内に鋳塊を放置することによって行ってもよい。
以上の工程により，本発明の金属間化合物が得られる。

２−２．第２実施形態
本発明の第２実施形態の金属間化合物の製造方法は，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，Ｌ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる温度で，均質化熱処理を兼ねた第１熱処理を行い，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で第２熱処理を行う工程を備える。

以下，この実施形態に含まれる各工程について詳述する。
２−２−１．鋳塊作製工程，第１熱処理工程
鋳塊は，第１実施形態で説明した方法で作製することができる。作製した鋳塊に対して，Ｌ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる温度で，均質化熱処理を兼ねた第１熱処理を行う。

単相状態となるか，２相共存状態となるかは，鋳塊の組成や第１熱処理の温度によって決まる。Ｄ０₂₄相がＬ１₂相に固溶する温度は，Ｄ０_a相がＬ１₂相に固溶する温度よりも低い。従って，第１熱処理の温度が，Ｄ０_a相がＬ１₂相に固溶する温度よりも高いとき，鋳塊は，Ｌ１₂相からなる単相状態になる。一方，第１熱処理の温度が，Ｄ０₂₄相はＬ１₂相に固溶するがＤ０_a相はＬ１₂相に固溶しないような温度である場合，単相状態となるか，２相共存状態となるかは，鋳塊の組成による。鋳塊の組成が，図１に示す１３２３Ｋの状態図の領域Ａのような２相共存領域に位置する場合は，Ｌ１₂相からなる単相状態になり，鋳塊の組成が図１に示す１３２３Ｋの状態図の領域Ｂのような３相共存領域に位置する場合は，Ｌ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる。

上記観点から，第１熱処理は，Ｄ０₂₄相がＬ１₂相に固溶する温度より高い温度で行い，Ｄ０_a相がＬ１₂相に固溶する温度よりも高い温度で行うことが好ましい。

後に示す実施例によれば，１３７３Ｋでの熱処理によってＤ０₂₄相がＬ１₂相に固溶することが分かっている。従って，第１熱処理は，１３７３Ｋ以上の温度で行うことが好ましい。但し，Ｄ０₂₄相がＬ１₂相に固溶する温度であれば，１３７３Ｋよりも低い温度であってもよい。このように，第１熱処理では，Ｄ０₂₄相をＬ１₂相に固溶させるので，第１熱処理は，溶体化熱処理とも呼ぶことができる。
第１熱処理の温度の上限は，特にないが，鋳塊の固相線温度以下の温度で行うことが好ましい。鋳塊の固相線温度は，組成によって変化し，具体的な値は，実験によって適宜決定されるが，１５２３Ｋよりも高いと考えられる。従って，均質化熱処理は，１５２３Ｋ以下の温度で行うことが好ましい。
以上より，第１熱処理は，１３７３〜１５２３Ｋで行うことが好ましい。第１熱処理の具体的な温度は，例えば，１３７３，１３９８，１４２３，１４４８，１４７３，１４９８又は１５２３Ｋである。第１熱処理の温度の範囲は，上記具体的な温度として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

第１熱処理の時間は，特に限定されないが，第１熱処理は，均質化熱処理を兼ねているので，第１熱処理は，鋳塊の組成が均質化され，かつＤ０₂₄相をＬ１₂相に固溶させるのに必要な時間行う必要がある。第１熱処理の具体的な時間は，例えば，１２，２４，３６，４８，６０，７２，８４，９６，１０８，１２０，１３２，１４４，１５６，１６８，１８０，１９２，２０４，２１６，２２８又は２４０時間である。第１熱処理の時間の範囲は，上記具体的な時間として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

２−２−２．第２熱処理工程
次に，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で第２熱処理を行う。
２相共存状態又は３相共存状態となる温度とは，第１熱処理の際にＬ１₂相に固溶したＤ０₂₄相が析出する温度である。２相共存状態になるか，３相共存状態になるのかについては，「２−１−２．均質化熱処理工程」の項で説明した通りである。

第２熱処理は，第１熱処理の際にＬ１₂相に固溶したＤ０₂₄相を析出させることを目的に行う熱処理であり，時効熱処理と呼ぶことができる。

第２熱処理の温度は，特に限定されないが，２相共存又は３相共存状態にするためには，１３４８Ｋ以下が好ましい。これよりも高い温度（例えば，１３７３Ｋ以上の温度）にすると，Ｄ０₂₄相がＬ１₂相に固溶してＬ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となるからである。
第２熱処理の温度の下限は，特にないが，第２熱処理の温度は，１０７３Ｋ以上が好ましい。これよりも低い温度では，Ｄ０₂₄相の析出に長時間かかるからである。
第２熱処理の具体的な温度は，例えば，１０７３，１０９８，１１２３，１１４８，１１７３，１１９８，１２２３，１２４８，１２７３，１２９８，１３２３又は１３４８Ｋである。第２熱処理の温度の範囲は，上記具体的な温度として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

第２熱処理を行う時間は，特に限定されず，Ｄ０₂₄相を析出させるのに必要な時間だけ行えばよい。第２熱処理を行う具体的な時間は，例えば，６，１２，１８，２４，３０，３６，４２，４８，５４，６０，６６，７２，７８，８４，９０又は９６時間である。第２熱処理の時間の範囲は，上記具体的な時間として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

第２熱処理の温度と時間の組み合わせは，例えば１０７３Ｋ−６時間，１０７３Ｋ−１２時間，１０７３Ｋ−２４時間，１０７３Ｋ−４８時間，１０７３Ｋ−７２時間，１０７３Ｋ−９６時間，１１２３Ｋ−６時間，１１２３Ｋ−１２時間，１１２３Ｋ−２４時間，１１２３Ｋ−４８時間，１１２３Ｋ−７２時間，１１２３Ｋ−９６時間，１１７３Ｋ−６時間，１１７３Ｋ−１２時間，１１７３Ｋ−２４時間，１１７３Ｋ−４８時間，１１７３Ｋ−７２時間，１１７３Ｋ−９６時間，１２２３Ｋ−６時間，１２２３Ｋ−１２時間，１２２３Ｋ−２４時間，１２２３Ｋ−４８時間，１２２３Ｋ−７２時間，１２２３Ｋ−９６時間，１２７３Ｋ−６時間，１２７３Ｋ−１２時間，１２７３Ｋ−２４時間，１２７３Ｋ−４８時間，１２７３Ｋ−７２時間，１２７３Ｋ−９６時間，１３４８Ｋ−６時間，１３４８Ｋ−１２時間，１３４８Ｋ−２４時間，１３４８Ｋ−４８時間，１３４８Ｋ−７２時間又は１３４８Ｋ−９６時間である。

鋳塊の強度を向上させるという目的からは，第２熱処理の温度は，好ましくは１１２３〜１３２３Ｋ，さらに好ましくは１１７３Ｋ〜１２７３Ｋ，さらに好ましくは１１９８〜１２４８Ｋであり，第２熱処理の温度は，好ましくは６〜６０時間，さらに好ましくは１２〜４８時間である。

第２熱処理の後は，自然冷却又は強制冷却によって，室温にまで鋳塊を冷却してもよい。冷却は，自然冷却であってもよく，水焼入れ等による強制冷却であってもよい。自然冷却は，例えば，第２熱処理に熱処理炉から鋳塊を取り出して室温に放置することによって行ってもよいし，第２熱処理に熱処理炉のヒーター電源を落として，そのまま熱処理炉内に鋳塊を放置することによって行ってもよい。
以上の工程により，本発明の金属間化合物が得られる。

３−２．第３実施形態
本発明の第３実施形態の金属間化合物の製造方法は，Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で均質化熱処理を行い，Ｌ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる温度で第１熱処理を行い，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で第２熱処理を行う工程を備える。

この実施形態は，第２実施形態に類似しているが，第２実施形態とは違って，第１熱処理の前に予め均質化熱処理を行っている点において第２実施形態とは相違している。この実施形態に含まれる，均質化熱処理，第１熱処理及び第２熱処理工程は，それぞれ，第１実施形態又は第２実施形態の項で説明した通りである。

この実施形態では，第１熱処理は均質化熱処理を兼ねる必要が無いので，第１熱処理の時間を比較的短くすることができ，第１熱処理は，Ｄ０₂₄相をＬ１₂相に固溶させるのに必要な時間行えばよい。第１熱処理の具体的な時間は，例えば，６，１２，１８，２４，３０，３６，４２，４８，５４，６０，６６，７２，７８，８４，９０又は９６時間である。第１熱処理の時間の範囲は，上記具体的な時間として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。

以下，本発明の金属間化合物の具体例について説明する。
１．鋳塊作製工程
まず，表１に示す１１種類の組成になるようにＮｉ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂの地金（それぞれ純度９９．９重量ｐｐｍ）を秤量し，アーク溶解炉で溶解し，溶湯を鋳型に流し込んで鋳塊からなる試料を作製した。また，Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４の組成に，Ｂ（ボロン）を５０重量ｐｐｍ添加した組成の鋳塊からなる試料（それぞれ，Ｎｏ．２Ｂ試料，Ｎｏ．３Ｂ試料，Ｎｏ．４Ｂ試料と呼ぶ。）も，上記方法で作製した。また，Ｎｏ．２の組成に，Ｂを１００重量ｐｐｍ又は５００重量ｐｐｍを添加した組成の鋳塊からなる試料（それぞれ，Ｎｏ．２Ｂ（１００）試料，Ｎｏ．２Ｂ（５００）試料と呼ぶ。）も，上記方法で作製した。

アーク溶解炉の雰囲気は，まず，溶解室内を真空排気し，その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は，非消耗タングステン電極を用い，鋳型には水冷式銅ハースを使用した。

２．均質化熱処理工程
次に，上記工程で得られた試料に対して均質化熱処理を行った。均質化熱処理は，真空中で１３２３Ｋ−４８時間の条件で行った。均質化熱処理の後は，ヒーター電源を切った熱処理炉中に試料を放置し，室温程度まで試料が冷えたところで試料を熱処理炉から取り出した。

２−１．状態図作成
次に，ＳＥＭによる組成像の観察とＸ線測定によって，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１試料の構成相を調べた。その結果を表１に示す。表１によると，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５試料は，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有しており，Ｎｏ．６〜Ｎｏ．８試料は，Ｌ１₂相及びＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織を有していたことが分かる。また，Ｎｏ．９試料は，Ｄ０₂₄相からなる単相組織を有し，Ｎｏ．１０及びＮｏ．１１試料は，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる２相共存の複相組織を有していたことが分かる。

次に，ＳＥＭ−ＥＰＭＡ（Scanning Electron Microscope - Electron Probe Micro Analyzer）により，各構成相の分析を行った。
以上の観察及び分析の結果に基づいて，１３２３ＫでのＮｉ₃Ｓｉ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｎｂ擬三元系状態図を作成した。この状態図を図１に示す。図１において，Ｌ１₂相及びＤ０₂₄相からなる２相共存領域には，「領域Ａ」と表示し，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存領域には，「領域Ｂ」と表示した。図１の三角形の各辺には，大小２種類の目盛りを付したが，大目盛り１つは，２．０５ａｔ％の含有量を示し，小目盛り１つは，大目盛り１つの半分の含有量を示す。

２−２．組織観察
（１）ＳＥＭ（scanning electron microscope）による組織観察
次に，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についてＳＥＭによる組織観察を行った。その結果を図２（ａ）〜（ｅ）に示す。図２（ａ）〜（ｅ）は，それぞれ，（ａ）Ｎｏ．１試料，（ｂ）Ｎｏ．２試料，（ｃ）Ｎｏ．３試料，（ｄ）Ｎｏ．４試料，（ｅ）Ｎｏ．５試料のＳＥＭ組成像を示す。図２（ａ），（ｂ）の組成像において，黒色の部分がＬ１₂相（Ｎｉ₃Ｓｉ相），灰色の部分がＤ０₂₄相（Ｎｉ₃Ｔｉ相），白色の部分がＤ０_a相（Ｎｉ₃Ｎｂ相）である。マトリックスであるＬ１₂相中に，針状もしくは板状のＤ０₂₄相と粒状Ｄ０_a相が分散した組織であった。
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についてＳＥＭによる組織観察を行った。しかし，Ｂ添加による組織変化は見られなかった。

（２）ＴＥＭ（transmission electron microscope）による組織観察
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２試料についてＴＥＭによる組織観察を行った。その結果を図３（ａ），（ｂ）及び図４に示す。図３（ａ），（ｂ）は，それぞれ，均質化熱処理後のＮｏ．２試料についての，（ａ）ＴＥＭ−明視野画像，（ｂ）制限視野回折パターン（ＳＡＤＰ， Selected Area Diffraction Pattern）である。ＴＥＭによる組織観察で使用されたビーム方向は，［０１１］Ｌ１₂である。また，図４は，図３（ａ）のＴＥＭ−明視野画像内のＬ１₂相とＤ０₂₄相との界面付近を拡大した高分解能写真である。

図３（ａ）及び図４を参照すると，マトリックスであるＬ１₂相と針状のＤ０₂₄相は，下記に示す方位関係を持つことが分かった。
［０１１］Ｌ１₂//［１１２^-０］Ｄ０₂₄ （１１１）Ｌ１₂//（０００１）Ｄ０₂₄
（２^-は，「２」の上に「−」がある状態を示す。以下，同じ。）
これはＴｉＡｌにおけるラメラ界面での方位関係と同様で，お互いに最稠密方向を平行に最稠密面同士が接している界面構造である。
図３（ａ）及び図４から明らかなように，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相は，整合性のよい界面構造を形成することが分かる。

２−３．圧縮試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料について，圧縮試験を行った。圧縮試験は，常温〜１２７３Ｋの範囲で，２×２×５ｍｍ³の角状の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度３．３×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。
その結果を図５に示す。図５は，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての圧縮試験から得られた温度と降伏応力との関係を示すグラフである。
図５のグラフによると，８７３Ｋまでは全ての試料が高い０．２％降伏応力（０．２％耐力）を示し，１０７３Ｋ以上の温度ではＮｏ．２の試料が高い０．２％降伏応力を示したことが分かる。
図５のグラフで注目すべきなのは，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料の全てが，室温から高温にかけての全温度範囲で圧縮試験を問題なく行うことができたことである。一般に，金属間化合物は変形能が乏しく，圧縮変形能すら示さないものが多いので，図５のグラフは，本発明の金属間化合物が高い変形能を有していることを示している。

２−４．引張試験
（１）Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５試料の引張試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ³の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。
その結果を図６及び図７に示す。図６は，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。図７は，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。
図６によると，全ての試料が，高い引張強度を示し，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３試料が特に高い引張強度を示したことが分かる。全ての試料が高い引張強度を示したのは，Ｌ１₂相とＤ０₂₄相が共に室温より高温で高いという強度の逆温度依存性を有しているため，さらには，整合性のよい界面構造を形成することに起因していると考えられる。また，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３試料が特に高い引張強度を示したのは，これらの試料ではＳｉの含有量が比較的多かったことに起因すると考えられる。１１７３Ｋでは，Ｎｏ．２試料が最も高い引張強度を示した。
伸びに関しては，図７によると，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３試料が高い伸びを示したことが分かる。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３試料が高い伸びを示したのは，これらの試料ではＳｉの含有量が比較的多かったことに起因すると考えられる。
一般に，金属間化合物は延性が乏しく，引張試験を行うことすらできないものがほとんどなので，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３試料が高い伸びを示したのは，驚くべき結果である。

（２）Ｎｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料の引張試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ³の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。

Ｂ添加の効果を調べるために，Ｎｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料について引張試験の結果と，Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４試料について引張試験の結果を比較した。比較のためのグラフを図８及び図９に示す。図８は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びそれぞれの試料にＢを添加したＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。図９は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びＢを含有するＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。

図８及び図９を参照すると，Ｎｏ．２試料については，Ｂを添加することによって，引張強度と伸びの両方が大きく向上したことが分かる。Ｎｏ．２試料は，伸びに関しては，全温度域で約１５％という優れた結果を示した。Ｎｏ．３試料については，Ｂを添加することによって，一部の温度範囲において，引張強度と伸びの両方が向上したことが分かる。Ｎｏ．４試料については，Ｂを添加しても，引張強度と伸びの何れも実質的に向上しなかったことが分かる。
このような結果が得られたのは，Ｎｏ．４試料，Ｎｏ．３試料，Ｎｏ．２試料の順でＳｉ含有量が増えていることに起因していると考えられる。

次に，Ｎｏ．２Ｂ試料の引張試験の結果と，汎用Ｎｉ合金であるINCONEL 600及びINCONEL X750についての引張試験の結果との比較を行った。その結果を図１０に示す。図１０は，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ試料と，汎用Ｎｉ合金であるINCONEL600及びINCONELX750についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。図１０において，汎用Ｎｉ合金についてのデータは，「Metals Handbook Ninth Edition Vol. 3, ASM, pp. 187-333, (1980)」に掲載されているものを用いた。
図１０によると，Ｎｏ．２Ｂ試料は，現在実用化されている汎用Ｎｉ合金よりも高い引張強度を示したことが分かる。特に，１１７３Ｋといった高温域においても，Ｎｏ．２Ｂ試料は，高い引張強度を維持していることから，高温構造材料としての応用が期待できる。

（３）Ｎｏ．２Ｂ（１００）試料及びＮｏ．２Ｂ（５００）試料の引張試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ（１００）試料及びＮｏ．２Ｂ（５００）試料について，引張試験を行った。引張試験は，引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ³の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。

Ｂの添加量による効果の違いを調べるために，Ｂ添加なしの試料（Ｎｏ．２試料），Ｂを５０重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ試料），Ｂを１００重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ（１００）試料），Ｂを５００重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ（５００）試料）についての結果を互いに比較した。比較のためのグラフを図１１及び図１２に示す。図１１は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ及び５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。図１２は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ及び５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。

図１１及び図１２を参照すると，Ｂを添加した３種類の試料の何れもが，Ｂを添加していない試料よりも，引張強度及び伸びの両方において優れていたことが分かる。また，１００重量ｐｐｍ又は５００重量ｐｐｍのＢを添加した試料は，引張強度に関しては，５０重量ｐｐｍのＢを添加した試料と同等の結果を示し，伸びに関しては，５０重量ｐｐｍのＢを添加した試料と同等か若干劣る結果を示した。従って，Ｂは，５０重量ｐｐｍ程度添加すれば十分であることが分かった。

２−５．酸化試験
（１）Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５試料の酸化試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料について，酸化試験を行った。酸化試験は，ＴＧ−ＤＴＡ（Thermogravimetry - Differential Thermal Analysis）により行った。具体的には，酸化試験は，２×２×２ｍｍ³の試験片を１２７３Ｋで大気暴露したときの，試料の単位表面積当たりの質量増加を測定することによって行った。
その結果を図１３に示す。図１３は，均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。
図１３によると，Ｎｏ．２試料では，その他の試料と比べて，質量増加が小さかったことが分かる。これは，Ｎｏ．２試料の耐酸化性が優れていたことを示している。

次に，Ｎｏ．２試料の耐酸化性が優れていた理由を調べるために，酸化試験で形成された酸化膜の断面をＳＥＭ−ＥＰＭＡにより観察した。さらに，Ｘ線を用いて，酸化試験で形成された酸化膜の組成の分析を行った。その結果，Ｎｏ．２試料においては，試料の酸化されていない部分と，酸化膜との界面に，連続したＳｉＯ₂の保護性酸化膜が形成されていたことが分かった。
Ｎｏ．２試料においてＳｉＯ₂の保護性酸化膜が形成されたのは，Ｎｏ．２試料が，８．２ａｔ％という比較的多量のＳｉを含有していたことに起因していると考えられる。

（２）Ｎｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料の酸化試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料について，酸化試験を行った。酸化試験は，ＴＧ−ＤＴＡにより行った。具体的には，酸化試験は，２×２×２ｍｍ³の試験片を１２７３Ｋで大気暴露したときの，試料の単位表面積当たりの質量増加を測定することによって行った。

Ｂ添加の効果を調べるために，Ｎｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料について酸化試験の結果と，Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４試料について酸化試験の結果を比較した。比較のためのグラフを図１４に示す。図１４は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びＢを含有するＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。

図１４によると，Ｎｏ．２試料では，Ｂの添加により耐酸化性が改善したが，Ｎｏ．３試料及びＮｏ．４試料では，Ｂを添加しても耐酸化性が改善しなかったことが分かる。また，図１４のような両対数のグラフにおいて，定常的な酸化が起こっている時間域での曲線の傾きを求めると，Ｎｏ．２試料で０．４４，Ｎｏ．３試料で０．４９，Ｎｏ．４試料で０．４８となっていた。曲線の傾きが０．５のときに体拡散により酸化が律速されていると考えられるので，Ｎｏ．３試料とＮｏ．４試料は体拡散により酸化が律速されていると考えられ，Ｎｏ．２試料は表面拡散や粒界拡散により酸化が律速されていると考えられる。従って，Ｂ添加によるＮｏ．２試料の耐酸化性の改善は，Ｂの粒界偏析により，粒界拡散が抑制されることに起因していると考えられる。

（３）Ｎｏ．２Ｂ（１００）試料及びＮｏ．２Ｂ（５００）試料の酸化試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２Ｂ（１００）試料及びＮｏ．２Ｂ（５００）試料について，酸化試験を行った。酸化試験は，ＴＧ−ＤＴＡにより行った。具体的には，酸化試験は，２×２×２ｍｍ³の試験片を１２７３Ｋで大気暴露したときの，試料の単位表面積当たりの質量増加を測定することによって行った。

Ｂの添加量による効果の違いを調べるために，Ｂ添加なしの試料（Ｎｏ．２試料），Ｂを５０重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ試料），Ｂを１００重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ（１００）試料），Ｂを５００重量ｐｐｍ添加した試料（Ｎｏ．２Ｂ（５００）試料）についての結果を互いに比較した。比較のためのグラフを図１５に示す。図１５は，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ，５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。

図１５によると，Ｂを添加した３種類の試料の何れもが，Ｂを添加していない試料よりも，耐酸化性が優れていたことが分かる。また，１００重量ｐｐｍ又は５００重量ｐｐｍのＢを添加した試料は，５０重量ｐｐｍのＢを添加した試料と同等の耐酸化性を示した。従って，Ｂは，５０重量ｐｐｍ程度添加すれば十分であることが分かった。

３．第１熱処理（溶体化熱処理）工程，第２熱処理（時効熱処理）工程
均質化熱処理後のＮｏ．２試料に対して，１３７３Ｋ−２日間の第１熱処理を行った。

次に，１２２３Ｋで第２熱処理を行った。第２熱処理時間が試料の組織又はビッカース硬さに及ぼす影響を調べるために，第２熱処理の時間は，１２時間，２４時間，４８時間，７２時間又は９６時間と変化させた。第２熱処理は，試料を石英管に真空封入し，所定の時間熱処理炉中に保持し，その後，石英管を水中で破壊することによって試料を水冷した。

（１）ＳＥＭによる組織観察
第１熱処理後（第２熱処理なし）のＮｏ．２試料，及び，１２時間，２４時間，４８時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料について，ＳＥＭによる組織観察を行った。その結果を図１６（ａ）〜（ｄ）に示す。図１６（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，（ａ）第１熱処理後（第２熱処理なし）のＮｏ．２試料，（ｂ）１２２３Ｋ−１２時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料，（ｃ）１２２３Ｋ−２４時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料，（ｄ）１２２３Ｋ−４８時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料についてのＳＥＭ像を示す。

図１６（ａ）では，試料は，実質的にＬ１₂相のみからなる。これは，第１熱処理によって，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相がＬ１₂相に固溶したためであると考えられる。なお，Ｄ０_a相については，図１６（ａ）中にその痕跡らしきものが観察されるが，ほぼ全量がＬ１₂相に固溶していると言える。第１熱処理によって，少なくともＤ０₂₄相がＬ１₂相に固溶するので，第１熱処理は，溶体化熱処理と呼ぶことができる。

図１６（ｂ）によると，Ｌ１₂相からなるマトリックス中にＤ０_a相が析出したことが分かる。さらに，図１６（ｃ），（ｄ）によると，Ｄ０₂₄相とＤ０_a相の両方が，Ｌ１₂相からなるマトリックス中に析出したことが分かる。このように第２熱処理によって，マトリック中に他の構成相が析出するので，第２熱処理は，時効熱処理とも呼ぶことができる。

（２）ビッカース硬さ試験
次に，第２熱処理の時間と，ビッカース硬さとの関係を調べるために，第１熱処理後（第２熱処理なし）のＮｏ．２試料，及び，１２時間，２４時間，４８時間，７２時間，９６時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料について，ビッカース硬さを測定した。
その結果を図１７に示す。図１７は，第２熱処理後のＮｏ．２試料についての，第２熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。

図１７によると，第２熱処理なしの試料では，ビッカース硬さがＨｖ３６０程度であったが，１２時間の第２熱処理によって，ビッカース硬さが上昇し，２４時間の第２熱処理でさらにビッカース硬さが上昇した。４８時間の第２熱処理では，これ以上のビッカース硬さの上昇は見られず，７２時間及び９６時間の第２熱処理では，ビッカース硬さは，第２熱処理前の値よりも小さくなった。ビッカース硬さの上昇は，時効硬化によるものであると考えられる。ビッカース硬さの下降は，過時効によるＮｉ₃Ｔｉ相の粗大化によるものと考えられる。

（３）引張試験
次に，均質化熱処理後のＮｏ．２試料，第１熱処理後のＮｏ．２試料及び第２熱処理（１２２３Ｋ−４８時間）後のＮｏ．２試料について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ³の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。

その結果を図１８及び図１９に示す。図１８は，均質化熱処理後のＮｏ．２試料，第１熱処理後のＮｏ．２試料，第２熱処理（１２２３Ｋ−４８時間）後のＮｏ．２試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。図１９は，均質化熱処理後のＮｏ．２試料，第１熱処理後のＮｏ．２試料，第２熱処理（１２２３Ｋ−４８時間）後のＮｏ．２試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。

図１８によると，第１熱処理後の試料は，６７３Ｋ以上の高温域において，均質化熱処理後の試料よりも，引張強度が大きかったことが分かる。また，第２熱処理後の試料は，全温度域において，３つの試料の中で最も高い引張強度を示したことが分かる。

図１９によると，第１熱処理後の試料は，室温以外の温度域において，均質化熱処理後の試料よりも，伸びが大きかったことが分かる。また，第２熱処理後の試料は，６７２Ｋ以外の温度では，第１熱処理後の試料よりも伸びが大きかったことが分かる。また，第２熱処理後の試料は，全温度域において，均質化熱処理後の試料よりも，伸びが大きかったことが分かる。

以上の結果より，第１熱処理によって，引張強度及び伸びの両方を高めることができたことが分かる。また，第２熱処理よって，伸びをほとんど低下させずに，引張強度をさらに高めることができたことが分かる。

本発明に係る金属間化合物の種々の具体例から作成された，１３２３ＫでのＮｉ₃Ｓｉ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｎｂ擬三元系状態図を示す。 （ａ）〜（ｅ）は，それぞれ，本発明に係る金属間化合物の具体例である，（ａ）Ｎｏ．１試料，（ｂ）Ｎｏ．２試料，（ｃ）Ｎｏ．３試料，（ｄ）Ｎｏ．４試料，（ｅ）Ｎｏ．５試料のＳＥＭ像を示す。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＮｏ．２試料についての，（ａ）ＴＥＭ−明視野画像，（ｂ）制限視野回折パターン（ＳＡＤＰ）である。 図３（ａ）のＴＥＭ−明視野画像内のＬ１₂相とＤ０₂₄相との界面付近を拡大した高分解能写真である。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，温度と圧縮降伏応力との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びそれぞれの試料にＢを添加したＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びＢを含有するＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＢを含有するＮｏ．２Ｂ試料と，汎用Ｎｉ合金であるINCONEL600及びINCONELX750についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ及び５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ及び５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である均質化熱処理後のＮｏ．１〜Ｎｏ．５試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料〜Ｎｏ．４試料，及びＢを含有するＮｏ．２Ｂ〜Ｎｏ．４Ｂ試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後の，Ｎｏ．２試料と，５０重量ｐｐｍ，１００重量ｐｐｍ，５００重量ｐｐｍのＢをそれぞれ含有するＮｏ．２試料についての，１２７３Ｋでの大気暴露時間と質量増加との関係を示すグラフである。 （ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，本発明に係る金属間化合物の具体例である，（ａ）第１熱処理後（第２熱処理なし）のＮｏ．２試料，（ｂ）１２２３Ｋ−１２時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料，（ｃ）１２２３Ｋ−２４時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料，（ｄ）１２２３Ｋ−４８時間の第２熱処理後のＮｏ．２試料についてのＳＥＭ像を示す。 本発明に係る金属間化合物の具体例である第２熱処理後のＮｏ．２試料についての，第２熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後のＮｏ．２試料，第１熱処理後のＮｏ．２試料，第２熱処理（１２２３Ｋ−４８時間）後のＮｏ．２試料についての，温度と最大引張強度との関係を示すグラフである。 本発明に係る金属間化合物の具体例である，均質化熱処理後のＮｏ．２試料，第１熱処理後のＮｏ．２試料，第２熱処理（１２２３Ｋ−４８時間）後のＮｏ．２試料についての，温度と伸びとの関係を示すグラフである。

Claims (13)

1. Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなり，かつＬ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存の複相組織か，Ｌ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存の複相組織を有するＮｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物。
2. Ｎｂの含有量は，０．５〜１０ａｔ％である請求項１に記載の複相金属間化合物。
3. Ｓｉの含有量は，３．１〜９．２ａｔ％であり，Ｔｉの含有量は，５．１〜１１．２ａｔ％であり，Ｎｂの含有量は，３．１〜９．２ａｔ％である請求項１に記載の複相金属間化合物。
4. Ｓｉの含有量は，５．１〜９．２ａｔ％であり，Ｔｉの含有量は，５．１〜９．２ａｔ％であり，Ｎｂの含有量は，Ｎｂ：３．１〜９．２ａｔ％である請求項１に記載の複相金属間化合物。
5. Ｓｉの含有量は，７．２〜９．２ａｔ％であり，Ｔｉの含有量は，７．２〜９．２ａｔ％であり，Ｎｂの含有量は，Ｎｂ：３．１〜５．１ａｔ％である請求項１に記載の複相金属間化合物。
6. Ｂの含有量は，１０〜１０００重量ｐｐｍである請求項１に記載の複相金属間化合物。
7. 請求項１〜６の何れか１つに記載の複相金属間化合物からなる高温構造材料。
8. Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，
   Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で均質化熱処理を行う工程を備えるＮｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物の製造方法。
9. Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，
   Ｌ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる温度で，均質化熱処理を兼ねた第１熱処理を行い，
   Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で第２熱処理を行う工程を備えるＮｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物の製造方法。
10. Ｓｉ：１〜１０．５ａｔ％，Ｔｉ：５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：０〜１０ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる鋳塊を作製し，
    Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で均質化熱処理を行い，
    Ｌ１₂相からなる単相状態又はＬ１₂相及びＤ０_a相からなる２相共存状態となる温度で第１熱処理を行い，
    Ｌ１₂相とＤ０₂₄相からなる２相共存状態又はＬ１₂相，Ｄ０₂₄相及びＤ０_a相からなる３相共存状態となる温度で第２熱処理を行う工程を備えるＮｉ₃Ｓｉ-Ｎｉ₃Ｔｉ-Ｎｉ₃Ｎｂ系複相金属間化合物の製造方法。
11. 均質化熱処理は，１０７３Ｋ〜１３４８Ｋで行う請求項８又は１０に記載の方法。
12. 第１熱処理は，１３７３〜１５２３Ｋで行い，第２熱処理は，１０７３〜１３４８Ｋで行う請求項９又は１０に記載の方法。
13. 第２熱処理の温度は１１２３〜１３２３Ｋであり，第２熱処理の時間は，６〜６０時間である請求項９又は１０に記載の方法。