JP2008001969A

JP2008001969A - Ｆｅ３Ａｌ基金属間化合物，その製造方法

Info

Publication number: JP2008001969A
Application number: JP2006175694A
Authority: JP
Inventors: Takayuki Takasugi; 隆幸高杉; Yasuyuki Konno; 泰幸金野
Original assignee: Osaka University NUC; Osaka Prefecture University PUC
Current assignee: Osaka University NUC; Osaka Prefecture University PUC
Priority date: 2006-06-26
Filing date: 2006-06-26
Publication date: 2008-01-10

Abstract

【課題】強度が高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法を提供する。
【解決手段】すなわち，本発明によれば，Ａｌ：２３〜３３ａｔ％と，ＮｂとＺｒの合計：０．５〜２ａｔ％を含有し，残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋳塊に対して均質化熱処理を施した後，１１７３〜１４７３Ｋで第１熱間圧延し，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延し，１０７３〜１３７３Ｋで再結晶熱処理する工程を備えるＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法が提供される。
【選択図】図６

Description

本発明は，Ｆｅ₃Ａｌ基金属間化合物と，その製造方法に関する。

Ｆｅ₃Ａｌ基金属間化合物は，軽量で耐酸化性及び耐硫化性に優れている上，構成元素が低価格であることからステンレス鋼やＮｉ基超合金の代替材料としての用途が期待されており，これまで数多くの研究がなされてきた（例えば，非特許文献１〜３を参照。）
D.G. Morris, M.A. Munoz-Morris, C. Baudin, Acta Materialia, 52 (2004) 2827-2836. A. Wasilkpwska, M. Bartsch, F. Stein, M. Palm, G. Sauthoff, U. Messerschmidt, Materials Science and Engineering A381 (2004) 1-15. Y.D. Huang, L. Froyen, Intermetallics, 10 (2002) 473-484.

しかし，Ｆｅ₃Ａｌ基金属間化合物は，（１）室温や高温での強度が十分に大きくないという問題と，（２）室温での延性が十分ではないという問題を有しており，実用化に向けて，これらの問題が解決されることが望まれている。

本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり，強度が高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法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，Ａｌ：２３〜３３ａｔ％と，ＮｂとＺｒの合計：０．５〜２ａｔ％を含有し，残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋳塊に対して均質化熱処理を施した後，１１７３〜１４７３Ｋで第１熱間圧延し，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延し，１０７３〜１３７３Ｋで再結晶熱処理する工程を備えるＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法が提供される。

本発明者らは，上記組成の鋳塊に対して上記熱処理及び圧延を行うことによって，強度が高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物を製造することができることを見出し，本発明の完成に到った。

また，本発明者らは，Ｚｒの含有量を０．１〜２ａｔ％にするか，又はＮｂの含有量を０．６〜２ａｔ％にした場合，Ｆｅ₂Ｎｂ相やＦｅ₂Ｚｒ相からなる第２相粒子の析出によって室温での強度がさらに高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物を得ることができることを見出した。
また，本発明者らは，Ｚｒの含有量を０．２５〜２ａｔ％にするか，又はＮｂの含有量を１〜２ａｔ％にした場合，Ｆｅ₂Ｎｂ相やＦｅ₂Ｚｒ相からなる第２相の割合（第２相体積率）を１％以上にすることができ，その結果，高温での強度及び伸びが高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物を得ることができることを見出した。

さらに，本発明者らは，Ｚｒの含有量を０．２５〜２ａｔ％にした場合，室温や高温での強度に加えて，室温での延性も高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物を得ることができることも見出した。

本発明の一実施形態のＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法は，Ａｌ：２３〜３３ａｔ％と，ＮｂとＺｒの合計：０．５〜２ａｔ％を含有し，残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋳塊に対して均質化熱処理を施した後，１１７３〜１４７３Ｋで第１熱間圧延し，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延し，１０７３〜１３７３Ｋで再結晶熱処理する工程を備える。本明細書において，「〜」は，その端の点を含む。

１．鋳塊作製
本実施形態の対象である鋳塊は，Ａｌ：２３〜３３ａｔ％と，ＮｂとＺｒの合計：０．５〜２ａｔ％を含有し，残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この鋳塊は，大部分が，Ｆｅ₃Ａｌ相（Ｄ０₃相）であり，ＮｂやＺｒの含有量に応じて少量のＦｅ₂Ｎｂ相やＦｅ₂Ｚｒ相（Ｃ１４型ラーベス相）を含む。

Ａｌの含有量は，２３〜３３ａｔ％である。図１に示すＦｅ−Ａｌ２元系状態図（「Alloy Phase Diagrams, Vol.1, edited by T. B. Massalski, J.L. Murray, L. H. Bennett, H. Baker (American Society for Metals, Metals Park, OH, 1986),p.112.」から引用）から分かるように，Ａｌの含有量がこの範囲であれば，本実施形態のＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物のマトリックスが，Ｆｅ₃Ａｌ相になるからである。

Ａｌの具体的な含有量は，例えば，２３，２３．５，２４，２４．５，２５，２５．５，２６，２６．５，２７，２７．５，２８，２８．５，２９，２９．５，３０，３０．５，３１，３１．５，３２，３２．５又は３３ａｔ％である。Ａｌ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とＺｒの含有量の合計は，０．５〜２ａｔ％である。この範囲でＮｂとＺｒの少なくとも一方を含有させることによって，本実施形態のＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の強度が向上するからである。
ＮｂとＺｒの含有量の合計の具体的な値は，例えば，０．５，０．６，０．７，０．７５，０．８，０．９，１，１．１，１．２，１．２５，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．７５，１．８，１．９又は２ａｔ％である。ＮｂとＺｒの含有量の合計の範囲は，上記具体的な値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の具体的な含有量は，例えば，０，０．１，０．２，０．２５，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．７５，０．８，０．９，１，１．１，１．２，１．２５，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．７５，１．８，１．９又は２ａｔ％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。

Ｚｒの具体的な含有量は，例えば，０，０．１，０．２，０．２５，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．７５，０．８，０．９，１，１．１，１．２，１．２５，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．７５，１．８，１．９又は２ａｔ％である。Ｚｒ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とＺｒの含有量の具体的な組合せは，例えば，０と０．５，０と０．７５，０と１，０と１．２５，０と１．５，０と１．７５，０と２，０．２５と０．２５，０．２５と０．５，０．２５と０．７５，０．２５と１，０．２５と１．２５，０．２５と１．５，０．２５と１．７５，０．５と０，０．５と０．２５，０．５と０．５，０．５と０．７５，０．５と１，０．５と１．２５，０．５と１．５，０．７５と０，０．７５と０．２５，０．７５と０．５，０．７５と０．７５，０．７５と１，０．７５と１．２５，１と０，１と０．２５，１と０．５，１と０．７５，１と１，１．２５と０，１．２５と０．２５，１．２５と０．５，１．２５と０．７５，１．５と０，１．５と０．２５，１．５と０．５，１．７５と０，１．７５と０．２５又は２と０ａｔ％である。

好ましくは，Ｚｒの含有量が０．１〜２ａｔ％であるか，又はＮｂの含有量が０．６〜２ａｔ％である。この何れかの条件が満たされる場合に，Ｆｅ₂Ｎｂ相やＦｅ₂Ｚｒ相からなる第２相粒子が析出して，Ｆｅ₃Ａｌ相のマトリックス中に分散し，第２相粒子がマトリックス中に分散することによって，強度がさらに高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物が得られるからである。

好ましくは，Ｚｒの含有量が０．２５〜２ａｔ％であるか，又はＮｂの含有量が１〜２ａｔ％である。この何れかの条件が満たされる場合に，Ｆｅ₂Ｎｂ相やＦｅ₂Ｚｒ相からなる第２相の割合（第２相体積率）を１％以上にすることができ，その結果，高温での強度及び伸びが高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物が得られるからである。

また，好ましくは，Ｚｒの含有量が０．２５〜２ａｔ％である。この条件が満たされる場合，室温での延性が高められたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物が得られるからである。

鋳塊の具体的な組成は，例えば，
７６．５Ｆｅ−２３Ａｌ−０．５Ｚｒ，
（元素の前の数字は，ａｔ％を意味する。以下，同じ。）
７６．５Ｆｅ−２３Ａｌ−０．２５Ｎｂ−０．２５Ｚｒ，
７６．５Ｆｅ−２３Ａｌ−０．５Ｎｂ，
７１．５Ｆｅ−２８Ａｌ−０．５Ｚｒ，
７１．５Ｆｅ−２８Ａｌ−０．２５Ｎｂ−０．２５Ｚｒ，
７１．５Ｆｅ−２８Ａｌ−０．５Ｎｂ，
６６．５Ｆｅ−３３Ａｌ−０．５Ｚｒ，
６６．５Ｆｅ−３３Ａｌ−０．２５Ｎｂ−０．２５Ｚｒ，
６６．５Ｆｅ−３３Ａｌ−０．５Ｎｂ，

７６Ｆｅ−２３Ａｌ−１Ｚｒ，
７６Ｆｅ−２３Ａｌ−０．５Ｎｂ−０．５Ｚｒ，
７６Ｆｅ−２３Ａｌ−１Ｎｂ，
７１Ｆｅ−２８Ａｌ−１Ｚｒ，
７１Ｆｅ−２８Ａｌ−０．５Ｎｂ−０．５Ｚｒ，
７１Ｆｅ−２８Ａｌ−１Ｎｂ，
６６Ｆｅ−３３Ａｌ−１Ｚｒ，
６６Ｆｅ−３３Ａｌ−０．５Ｎｂ−０．５Ｚｒ，
６６Ｆｅ−３３Ａｌ−１Ｎｂ，

７５Ｆｅ−２３Ａｌ−２Ｚｒ，
７５Ｆｅ−２３Ａｌ−１Ｎｂ−１Ｚｒ，
７５Ｆｅ−２３Ａｌ−２Ｎｂ，
７０Ｆｅ−２８Ａｌ−２Ｚｒ，
７０Ｆｅ−２８Ａｌ−１Ｎｂ−１Ｚｒ，
７０Ｆｅ−２８Ａｌ−２Ｎｂ，
６５Ｆｅ−３３Ａｌ−２Ｚｒ，
６５Ｆｅ−３３Ａｌ−１Ｎｂ−１Ｚｒ又は
６５Ｆｅ−３３Ａｌ−２Ｎｂである。

本実施形態の鋳塊は，原料金属（Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｚｒ）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コスト等の面から好ましいが，これ以外の方法で作製してもよい。

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。これによって，鋳塊全体の組成が均質化される。均質化熱処理は，できるだけ高い温度で行うことが好ましく，できるだけ長い時間行うことが好ましい。より高い温度で行うと，均質化が起こりやすく，より長時間行うと，均質度が向上するからである。

均質化熱処理は，例えば，１１７３〜１６７３Ｋで行われる。この程度の範囲であれば，鋳塊を溶融させることなく，その組成を均質化させることができ，かつ，均質化に時間がかかりすぎないからである。

均質化熱処理の具体的な温度は，例えば，１１７３Ｋ，１１９８Ｋ，１２２３Ｋ，１２４８Ｋ，１２７３Ｋ，１２９８Ｋ，１３２３Ｋ，１３４８Ｋ，１３７３Ｋ，１３９８Ｋ，１４２３Ｋ，１４４８Ｋ，１４７３Ｋ，１４９８Ｋ，１５２３Ｋ，１５４８Ｋ，１５７３Ｋ，１５９８Ｋ，１６２３Ｋ，１６４８Ｋ又は１６７３Ｋ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時間は，例えば，２４時間であるが，これよりも短くても長くてもよい。

３．第１及び第２熱間圧延工程
次に，鋳塊に均質化熱処理を施した試料に対して，１１７３〜１４７３Ｋで第１熱間圧延し，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延する。

鋳塊に均質化熱処理を施した試料は，一般に，結晶粒が大きく，又，引け巣等の鋳造欠陥が残存しており加工性が悪い。そこで，加工性を確保するために，第１熱間圧延は，１１７３〜１４７３Ｋという比較的高い温度で行う。しかし，このような高い温度で熱間圧延を行うと，圧延によって結晶組織が破壊されると共に破壊された結晶組織の再結晶が起こり，再結晶粒が大きく成長する。従って，前記温度での熱処理では，結晶粒をある程度小さくすることができるもののそれ以上に小さくすることは難しい。「熱間圧延」には，所定温度に加熱した試料を圧延する場合と，試料を所定温度に加熱しながら圧延を行う場合の何れもが含まれる。後者の場合，例えば，圧延は，ヒーターを内蔵したローラーを用いて行う。なお，いずれの圧延方法においても，圧延中の試料温度の低下を抑制するために，ステンレス等の金属で試料を包んで圧延する（このような圧延は，一般にシース圧延と称される。）ことが好ましい。シース圧延によれば，圧延中の試料割れが防止でき，圧延性を向上させることができる。試料を包むための金属の種類は，限定されないが，熱間圧延温度で酸化せず，かつ試料と反応しないものが好ましい。

上記温度範囲の下限の根拠は，１１７３Ｋより高い温度では，加工性が良くなり，第１熱間圧延が行いやすいことである。上記温度範囲の上限の根拠は，１４７３Ｋよりも低い温度では，再結晶組織の結晶粒の成長が進みすぎず，かつ試料が溶融しないことである。第１熱間圧延は，例えば，圧下量が小さい（例えば，１パスの圧下量０．１ｍｍ）圧延を複数回繰り返すことによって行うことができる。第１熱間圧延での圧下率は，特に限定されないが，圧下率が４０％以上になるまで行うことが好ましい。この程度まで第１熱間圧延を行えば，試料中の結晶粒が第２熱間圧延に適する程度に小さくなるからである。圧下率の上限は，特にないが，割れを生じさせない程度であることが好ましい。「圧下率」とは，「（圧延前の厚さ−圧延後の厚さ）／圧延前の厚さ×１００（％）」を意味している。

第１熱間圧延の具体的な温度は，例えば，１１７３Ｋ，１１９８Ｋ，１２２３Ｋ，１２４８Ｋ，１２７３Ｋ，１２９８Ｋ，１３２３Ｋ，１３４８Ｋ，１３７３Ｋ，１３９８Ｋ，１４２３Ｋ，１４４８Ｋ又は１４７３Ｋである。第１熱間圧延の温度の範囲は，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熱間圧延の具体的な圧下率は，例えば，４０％，４５％，５０％，５５％，６０％，６５％，７０％，７５％又は８０％である。第１熱間圧延の圧下率の範囲は，上記具体的な圧下率として例示した数値の何れか２つの間であってもよく，例示した数値の何れか以上であってもよい。

結晶粒をさらに微細化し，加工性のよい試料を得るために，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延を行う。第１熱間圧延によって試料中の結晶組織がある程度微細化され，試料の加工性が向上しているので，第２熱間圧延は，比較的低い温度で行うことができる。比較的低い温度で熱間圧延を行うと，格子欠陥密度が比較的高い加工組織が残存するか，もしくは再結晶粒の成長があまり進まず，第１熱間圧延よりも，結晶粒を小さくすることができる。

上記温度範囲の下限の根拠は，８７３Ｋより高い温度では，加工性がよくなり，第２熱間圧延を容易に行うことができることである。上記温度範囲の上限の根拠は，１０７３Ｋよりも低い温度では，再結晶組織の結晶粒の成長が進みすぎないことである。第２熱間圧延は，例えば，圧下量が小さい（例えば，１パスの圧下量０．１ｍｍ）圧延を複数回繰り返すことによって行うことができる。第２熱間圧延での圧下率は，特に限定されないが，圧下率が４０％以上になるまで行うことが好ましい。この程度まで第２熱間圧延を行えば，試料中の結晶粒が十分に小さくなるからである。圧下率の上限は，特にないが，割れを生じさせない程度であることが好ましい。

第２熱間圧延の具体的な温度は，例えば，８７３Ｋ，８９８Ｋ，９２３Ｋ，９４８Ｋ，９７３Ｋ，９９８Ｋ，１０２３Ｋ，１０４８Ｋ又は１０７３Ｋである。第２熱間圧延の温度の範囲は，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熱間圧延の具体的な圧下率は，例えば，４０％，４５％，５０％，５５％，６０％，６５％，７０％，７５％又は８０％である。第２熱間圧延の圧下率の範囲は，上記具体的な圧下率として例示した数値の何れか２つの間であってもよく，例示した数値の何れか以上であってもよい。

第１熱間圧延と第２熱間圧延の温度の組合せは，例えば，１１７３Ｋと８７３Ｋ，１１７３Ｋと９２３Ｋ，１１７３Ｋと９７３Ｋ，１１７３Ｋと１０２３Ｋ，１１７３Ｋと１０７３Ｋ，１２２３Ｋと８７３Ｋ，１２２３Ｋと９２３Ｋ，１２２３Ｋと９７３Ｋ，１２２３Ｋと１０２３Ｋ，１２２３Ｋと１０７３Ｋ，１２７３Ｋと８７３Ｋ，１２７３Ｋと９２３Ｋ，１２７３Ｋと９７３Ｋ，１２７３Ｋと１０２３Ｋ，１２７３Ｋと１０７３Ｋ，１３２３Ｋと８７３Ｋ，１３２３Ｋと９２３Ｋ，１３２３Ｋと９７３Ｋ，１３２３Ｋと１０２３Ｋ，１３２３Ｋと１０７３Ｋ，１３７３Ｋと８７３Ｋ，１３７３Ｋと９２３Ｋ，１３７３Ｋと９７３Ｋ，１３７３Ｋと１０２３Ｋ，１３７３Ｋと１０７３Ｋ，１４２３Ｋと８７３Ｋ，１４２３Ｋと９２３Ｋ，１４２３Ｋと９７３Ｋ，１４２３Ｋと１０２３Ｋ，１４２３Ｋと１０７３Ｋ，１４７３Ｋと８７３Ｋ，１４７３Ｋと９２３Ｋ，１４７３Ｋと９７３Ｋ，１４７３Ｋと１０２３Ｋ，又は１４７３Ｋと１０７３Ｋである。

第１熱間圧延と第２熱間圧延の圧下率の組合せは，例えば，４０％と４０％，４０％と５０％，４０％と６０％，４０％と７０％，４０％と８０％，５０％と４０％，５０％と５０％，５０％と６０％，５０％と７０％，５０％と８０％，６０％と４０％，６０％と５０％，６０％と６０％，６０％と７０％，６０％と８０％，７０％と４０％，７０％と５０％，７０％と６０％，７０％と７０％，７０％と８０％，８０％と４０％，８０％と５０％，８０％と６０％，８０％と７０％又は８０％と８０％である。

４．再結晶熱処理工程
次に，第２熱間圧延後の試料に対して，１０７３〜１３７３Ｋで再結晶熱処理を行う。このような温度で熱処理を行うことによって，第２熱間圧延によって変形された結晶組織が再生され，加工硬化が除去され，延性が向上するからである。上記温度範囲の下限の根拠は，１０７３Ｋより高い温度では，再結晶が十分に起こることである。上記温度範囲の上限の根拠は，１３７３Ｋよりも低い温度では，試料が溶融せず，かつ再結晶組織の結晶粒の成長が進みすぎないことである。

再結晶熱処理の具体的な温度は，例えば，１０７３Ｋ，１０９８Ｋ，１１２３Ｋ，１１４８Ｋ，１１７３Ｋ，１１９８Ｋ，１２２３Ｋ，１２４８Ｋ，１２７３Ｋ，１２９８Ｋ，１３２３Ｋ，１３４８Ｋ又は１３７３Ｋである。再結晶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。

再結晶熱処理を行う時間は，特に限定されず，必要な延性が得られる程度に再結晶が起こる程度の時間であればよい。この時間は，熱処理後にビッカース硬さを測定する等によって適宜決定することができる。一般に，熱処理の温度が高ければ，再結晶に必要な時間は短くなり，温度が低ければ，再結晶に必要な時間は長くなる。再結晶熱処理を行う具体的な時間は，例えば，０．５ｈ，１ｈ，１．５ｈ，２ｈ，２．５ｈ又は３ｈであるが，これより長くても短くてもよい。再結晶熱処理を行う時間の範囲は，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。

再結晶熱処理の温度と時間の組合せは，例えば，１０７３Ｋ−０．５ｈ，１０７３Ｋ−１ｈ，１０７３Ｋ−１．５ｈ，１０７３Ｋ−２ｈ，１０７３Ｋ−２．５ｈ，１０７３Ｋ−３ｈ，１１２３Ｋ−０．５ｈ，１１２３Ｋ−１ｈ，１１２３Ｋ−１．５ｈ，１１２３Ｋ−２ｈ，１１２３Ｋ−２．５ｈ，１１２３Ｋ−３ｈ，１１７３Ｋ−０．５ｈ，１１７３Ｋ−１ｈ，１１７３Ｋ−１．５ｈ，１１７３Ｋ−２ｈ，１１７３Ｋ−２．５ｈ，１１７３Ｋ−３ｈ，１２２３Ｋ−０．５ｈ，１２２３Ｋ−１ｈ，１２２３Ｋ−１．５ｈ，１２２３Ｋ−２ｈ，１２２３Ｋ−２．５ｈ，１２２３Ｋ−３ｈ，１２７３Ｋ−０．５ｈ，１２７３Ｋ−１ｈ，１２７３Ｋ−１．５ｈ，１２７３Ｋ−２ｈ，１２７３Ｋ−２．５ｈ，１２７３Ｋ−３ｈ，１３２３Ｋ−０．５ｈ，１３２３Ｋ−１ｈ，１３２３Ｋ−１．５ｈ，１３２３Ｋ−２ｈ，１３２３Ｋ−２．５ｈ，１３２３Ｋ−３ｈ，１３７３Ｋ−０．５ｈ，１３７３Ｋ−１ｈ，１３７３Ｋ−１．５ｈ，１３７３Ｋ−２ｈ，１３７３Ｋ−２．５ｈ又は１３７３Ｋ−３ｈである。

以上の工程によって，本実施形態のＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造が完了する。

以下，本発明の具体例について説明する。

１．鋳塊作製工程
表１に示す８種類の組成になるようにＦｅ，Ａｌ，Ｎｂ及びＺｒを秤量し，アーク溶解炉で溶解し，鋳造により，厚さ約１０ｍｍの鋳塊からなる試料を作製した。（使用した地金の純度は，Ｆｅが９９．９９％，Ａｌが９９．９９％，Ｎｂが９９．９％，Ｚｒが９９．６％であった。）

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表１の各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１３７３Ｋ−２４ｈの条件で行った。

３．第１及び第２熱間圧延工程
次に，均質化熱処理後の試料に対して，第１及び第２熱間圧延を行った。第１及び第２熱間圧延は，図２（ａ）に示すプロセスに従って実施した。第１及び第２熱間圧延とも圧延中の試料温度の低下を防ぎ，圧延割れを抑制するために市販のステンレスパイプに試料を入れて行った。具体的には，第１熱間圧延は，１３７３Ｋ，４０〜５０パスで（パス数は，試料によって異なる。），全圧下率（各パスでの圧下率の合計）が６０％になるまで行った。第１熱間圧延後の試料の厚さは，約４ｍｍであった。

第２熱間圧延は，９７３Ｋ，３０〜４０パスで，全圧下率が６０％になるまで行った。第２熱間圧延後の試料の厚さは，約１．６ｍｍであった。
第２熱間圧延後の試料の外観写真の一例を図２（ｂ）に示す。図２（ｂ）に示すように上記第１及び第２熱間圧延によって試料が良好に圧延されて板状になったことが分かる。

４．再結晶熱処理工程
次に，熱間圧延後の試料に対して，熱処理を施した。熱処理は，８７３Ｋ−１ｈ，９７３Ｋ−１ｈ，１０７３Ｋ−１ｈ，１１７３Ｋ−１ｈ，１２７３Ｋ−１ｈ，１３７３Ｋ−１ｈ，１４７３Ｋ−１ｈ，１５７３Ｋ−１ｈの８つの条件で行った。

４−１．ビッカース硬さ測定
次に，それぞれの条件で熱処理を行った試料について，室温で，ビッカース硬さ測定を行った。その結果を図３（ａ），（ｂ）に示す。図３（ａ），（ｂ）は，表１の各試料についての熱処理温度と，熱処理後のビッカース硬さとの関係を示すグラフである。図３（ａ），（ｂ）には，熱処理を行わなかった試料についてビッカース硬さ測定を行った結果も併せて示した。
図３（ａ），（ｂ）を参照すると，全体的な傾向として，１０７３Ｋ辺りまでは，ビッカース硬さが徐々に小さくなり，１０７３Ｋ〜１３７３Ｋではビッカース硬さがほぼ一定になり，１３７３Ｋを超えるとビッカース硬さが徐々に大きくなっていることが分かる。この結果は，１０７３Ｋより低い温度での熱処理では再結晶が十分に起こらない場合があり，１０７３Ｋ以上の温度での熱処理で再結晶が十分に起こることを示していると考えられる。実際に，０．５Ｎｂ試料では，９７３Ｋでの熱処理では再結晶が十分に起こっていないことが確認され，全ての試料において１０７３Ｋでの熱処理で再結晶が十分に起こっていることが確認された。

また，１３７３Ｋよりも高い温度では，熱処理の温度が高い程，ビッカース硬さが大きくなっているが，これは，１３７３Ｋよりの高い温度での熱処理では，第２相粒子がマトリックスに固溶することによる硬化，及び，高温熱処理によって試料中に導入される過剰な熱空孔による硬化に起因していると推察される。

従って，図３（ａ），（ｂ）より，１０７３Ｋ〜１３７３Ｋでの再結晶熱処理が好ましいことが分かる。

４−２．ＳＥＭ像撮影及び解析
次に，表１の各試料に１０７３Ｋ−１ｈの熱処理を施した試料（以下，「１０７３Ｋ熱処理試料」と呼ぶ）と，１２７３Ｋ−１ｈの熱処理を施した試料（以下，「１２７３Ｋ熱処理試料」と呼ぶ）について，ＳＥＭ−ＢＥＩ（電子顕微鏡反射電子像Scanning Electron Microscope-Backscattering Electron Image）と，ＳＥＭ−ＳＥＩ（電子顕微鏡二次電子像Scanning Electron Microscope-Secondary Electron Image）とを撮影した。１０７３Ｋ熱処理試料と，１２７３Ｋ熱処理試料についてのＳＥＭ像は，互いに類似していたので，ここでは，１０７３Ｋ熱処理試料についてのＳＥＭ像を示す。図４は，ＳＥＭ−ＢＥＩであり，図５は，ＳＥＭ−ＳＥＩを示す。

図４を参照すると，０．５Ｎｂ試料以外のＳＥＭ−ＢＥＩには，黒っぽいマトリックス中に白っぽい粒が分散して析出していることが分かる。この粒は，Ｆｅ₂Ｎｂ又はＦｅ₂Ｚｒからなる第２相である。Ｎｂ又はＺｒの添加量と，第２相の含有割合の関係を調べるために，図４のＳＥＭ−ＢＥＩを用いて，点算法により各試料の第２相体積率を求めた。また，１２７３Ｋ熱処理試料についても同様に第２相体積率を求めた。その結果を表２に示す。

表２を参照すると，（１）Ｎｂ又はＺｒの添加量が大きいものほど，第２相体積率が大きくなること，（２）同じ添加量で比較したとき，Ｚｒを添加した場合の方が，Ｎｂを添加した場合よりも第２相体積率が大きくなることが分かる。

表２に示すように０．５Ｎｂ試料では，第２相の析出が起こっていないが，１．５Ｎｂ試料では，第２相の析出が起こっているので，０．６ａｔ％程度以上のＮｂが添加された試料では，いくらかの第２相の析出が起こると考えられる。また，Ｎｂが添加されているか否かに関わらず，０．１ａｔ％以上のＺｒが添加された全ての試料では，第２相の析出が起こっている。

次に，図５を参照すると，全ての試料において，再結晶組織が観察できることが分かる。図５のＳＥＭ−ＳＥＩを用いて，切片法により各試料の平均粒径を求めた。また，１２７３Ｋ熱処理試料についても同様に平均粒径を求めた。その結果を表３に示す。

表３を参照すると，全体的な傾向として，（１）Ｎｂ又はＺｒの添加量が大きいものほど，平均粒径が小さくなること，（２）同じ添加量で比較したとき，Ｚｒを添加した場合の方が，Ｎｂを添加した場合よりも平均粒径が小さくなることが分かる。

表２及び表３を照らし合わせると，全体的な傾向として，第２相体積率が大きなものほど平均粒径が小さくなっていることが分かる。このことは，第２相の粒子がマトリックス中に分散して存在することによってピンニング効果によってマトリックスの再結晶が抑制され，その結果，平均粒径が小さくなったことを示唆している。

４−３．室温引張試験
次に，熱処理を行っていない試料，１０７３Ｋ熱処理試料及び１２７３Ｋ熱処理試料について，室温，真空中，歪み速度１．６６×１０^-4ｓ^-1で引張試験を行った。試験片には，ゲージ部が長さ１０ｍｍ，幅２ｍｍ，厚さ１ｍｍのものを用いた。

図６（ａ），（ｂ）に，表１の各試料についての，熱処理条件と降伏応力の関係を示すグラフを示し，図７（ａ），（ｂ）に，表１の各試料についての，熱処理条件と最大引張強度の関係を示すグラフを示す。また，図６（ａ），（ｂ）及び図７（ａ），（ｂ）の元データを表４に示す。

図６（ａ），（ｂ）及び図７（ａ），（ｂ）には，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料（ＮｂとＺｒの何れも含まない試料。）についてのデータも併せて示した。この試料のデータは，C.G. McKamey, J.A. Horton and C.T. Liu. Scripta METALLURGICA, 22(1988), 1679-1681.に記載されているものを引用した。

図６（ａ），（ｂ）及び図７（ａ），（ｂ）を参照すると，０．５Ｎｂ試料については，降伏応力と最大引張強度の両方が，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料と同程度か若干改善された程度であり，０．５Ｎｂ試料以外の全ての試料については，降伏応力と最大引張強度の両方が，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料よりも高くなっていることが分かる。０．５Ｎｂ試料以外の全ての試料では，第２相中にマトリックス粒子が分散しており，それによって，降伏応力と最大引張強度の両方が，改善されたと考えられる。

次に，図８（ａ），（ｂ）に，表１の各試料についての，熱処理条件と伸びの関係を示すグラフを示す。また，図８（ａ），（ｂ）の元データを表５に示す。

図８（ａ），（ｂ）には，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料についてのデータも併せて示した。この試料のデータは，C.G. McKamey, J.A. Horton and C.T. Liu. Scripta METALLURGICA, 22(1988), 1679-1681.に記載されているものを引用した。
図８（ａ），（ｂ）を参照すると，Ｚｒの含有量が０．２５ａｔ％以上の全ての試料において，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料よりも伸びが向上していることが分かる。伸びが向上した要因は必ずしも明らかではないが，０．２５ａｔ％以上のＺｒの添加によってＦｅ₂Ｚｒ相が比較的高い割合で析出し（表２を参照），（１）析出したＦｅ₂Ｚｒ相によるピンニング効果によってマトリックスの結晶粒の平均粒径が比較的小さくなり（表３を参照），このために粒界面積が増加し，粒界での転位の発生頻度が増えることや（２）析出したＦｅ₂Ｚｒ相とマトリックスとの界面が転位の発生源となり可動転位が活動することなどが，伸びが向上した要因であると推測される。

４−４．高温引張試験
次に，１０７３Ｋ熱処理試料について，８７３Ｋ，真空中，歪み速度１．６６×１０^-4ｓ^-1で引張試験を行った。試験片には，ゲージ部が長さ１０ｍｍ，幅２ｍｍ，厚さ１ｍｍのものを用いた。

図９に，表１の各試料についての，降伏応力，最大引張強度及び伸びを示す。また，図９の元データを表６に示す。

図９には，参考として２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料の圧縮データも併せて示した。この試料のデータは，M. Palm. Intermetallics, 13(2005), 1286-1295.に記載されているものを引用した。

図９を参照すると，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料では，降伏応力が，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料と同程度か若干改善された程度であり，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料以外の全ての試料では，降伏応力が，２元系Ｆｅ₃Ａｌ試料よりも高くなっていることが分かる。
また，図９及び表６を参照すると，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料では，最大引張強度が２５０ＭＰａ程度であったが，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料以外の全ての試料では，最大引張強度が３３０ＭＰａ以上であったことが分かる。
また，図９及び表６を参照すると，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料では，伸びが１０％であったが，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料以外の全ての試料では，伸びが２０％以上であったことが分かる。

このように，高温引張試験では，０．５Ｎｂ試料及び０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料以外の試料において良好な結果が得られた。以下，この要因について考察する。
表２に示すように，０．５Ｎｂ試料では第２相が析出しておらず，０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料では第２相体積率が比較的小さい値（０．３％）になっている。一方，０．５Ｎｂ試料と０．５Ｎｂ０．１Ｚｒ試料以外の全ての試料では，第２相体積率が１％を超えている。高温引張試験の結果と，表２とを照らし合わせると，１％以上の割合で第２相が存在することが高温での強度及び伸びを向上させる要因になっていると考えられる。また，表２を参照すると，Ｚｒの含有量を０．２５〜２ａｔ％にするか，又はＮｂの含有量を１〜２ａｔ％にすれば第２相を１％以上の割合で存在させることができると考えられる。

参考図である，Ｆｅ−Ａｌ２元系状態図（「Alloy Phase Diagrams, Vol.1, edited by T. B. Massalski, J.L. Murray, L. H. Bennett, H. Baker (American Society for Metals, Metals Park, OH, 1986),p.112.」から引用）である。（ａ）は，本発明の具体例での熱間圧延プロセスの概略図であり，（ｂ）は，第２熱間圧延後の試料の外観写真の一例を示す。（ａ），（ｂ）は，本発明の具体例に係る，表１の各試料についての熱処理温度と，熱処理後のビッカース硬さとの関係を示すグラフである。本発明の具体例に係る，表１の各試料に１０７３Ｋ−１ｈの熱処理を施した試料についてのＳＥＭ−ＢＥＩを示す。本発明の具体例に係る，表１の各試料に１０７３Ｋ−１ｈの熱処理を施した試料についてのＳＥＭ−ＳＥＩを示す。（ａ），（ｂ）は，本発明の具体例に係る，表１の各試料についての室温での，熱処理条件と降伏応力の関係を示すグラフである。（ａ），（ｂ）は，本発明の具体例に係る，表１の各試料についての室温での，熱処理条件と最大引張強度の関係を示すグラフである。（ａ），（ｂ）は，本発明の具体例に係る，表１の各試料についての室温での，熱処理条件と伸びの関係を示すグラフを示す。本発明の具体例に係る，表１の各試料についての８７３Ｋでの，降伏応力，最大引張強度及び伸びを示す。

Claims

Ａｌ：２３〜３３ａｔ％と，ＮｂとＺｒの合計：０．５〜２ａｔ％を含有し，残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋳塊に対して均質化熱処理を施した後，
１１７３〜１４７３Ｋで第１熱間圧延し，８７３〜１０７３Ｋで第２熱間圧延し，
１０７３〜１３７３Ｋで再結晶熱処理する工程を備えるＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物の製造方法。
Ｚｒの含有量が０．１〜２ａｔ％であるか，又はＮｂの含有量が０．６〜２ａｔ％である請求項１に記載の方法。
Ｚｒの含有量が０．２５〜２ａｔ％であるか，又はＮｂの含有量が１〜２ａｔ％である請求項１に記載の方法。
Ｚｒの含有量が０．２５〜２ａｔ％である請求項１に記載の方法。
第１熱間圧延及び第２熱間圧延は，それぞれ圧下率４０％以上で行う請求項１に記載の方法。
請求項１〜５の何れか１つの方法によって製造されたＦｅ₃Ａｌ基金属間化合物。