JP5127144B2 - ２重複相組織からなるＶおよびＴｉを含有するＮｉ３Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材 - Google Patents

Description

本発明は，２重複相組織からなるＶおよびＴｉを含有するＮｉ₃Ａｌ基金属間化合物及
びその製造方法，耐熱構造材に関する。

現在，ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料の主流はＮｉ基超合金であるが，構成相の約３５ｖｏｌ％以上は金属相（γ）であるために，融点や高温クリープ強度に限界があるといえる。将来，Ｎｉ基超合金を超える高温構造材料の候補として，降伏応力の逆温度依存性を示す，金属間化合物が挙げられる。しかし，単相材では，常温延性に乏しく，高温クリープ強度も低いという欠点がある。単相材ではなく複相材を求めると，Ｎｉ₃Ｘ型金属間化合物はいずれも結晶構造がＧＣＰをとることから
，これらのいくつかが整合性良く組み合わせることができる可能性がある。Ｎｉ₃Ｘ型金
属間化合物には優れた特性を有するものが多いことから，複相化することにより，さらに優れた特性を有し，幅広い組織制御の可能性を持つ，複相金属間化合物−マルチインターメタリックス−の創製が期待される。
以前に，複相金属間化合物の作製をＮｉ₃Ａｌ（Ｌ１₂）−Ｎｉ₃Ｔｉ（Ｄ０₂₄）−Ｎｉ₃Ｎｂ（Ｄ０_a）系で試み，優れた特性を有する合金が開発可能であることの報告があった
（非特許文献１を参照）。
K. Tomihisa, Y. Kaneno, T. Takasugi, Intermetallics, 10 (2002) 247

上記合金よりもさらに優れた機械的特性を有する材料が望まれている。

本発明は係る事情に鑑みてなされたものであり，高温での機械的特性が優れた金属間化合物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

本発明の金属間化合物は，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｔｉ：５ａｔ％以下，Ｂ：１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織とからなる２重複相組織を有することを特徴とする。
本発明の金属間化合物は，２重複相組織を有しており、後述するように，高温での機械的特性が優れていることが実験的に実証された。

本発明の金属間化合物は，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｔｉ：５ａｔ％以下，Ｂ：１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織とからなる２重複相組織を有することを特徴とする。
このような金属間化合物は，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｔｉ：５ａｔ％以下，Ｂ：１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度
で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度に冷却することによ
ってＡ１相を（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程によ
って製造することができる。

ここで，ＴＥＭ画像（図１（ａ），（ｂ））と，縦断面状態図（図２）を用いて，上記２重複相組織とその製造方法について説明する。図１（ａ）は，２重複相組織を説明するための例示的なＴＥＭ画像であり，図１（ｂ）は，図１（ａ）の拡大画像である。

まず，合金材に対して，第１熱処理を行う。第１熱処理は，初析Ｌ１₂相とＡ１相とが
共存する温度で行われる。第１熱処理の温度は，試料が図２に示す第１状態になる温度，ずなわち○と△の間の温度である。Ｌ１₂相は，Ｎｉ₃Ａｌ型金属間化合物相であり，Ａ１相は，ｆｃｃ固溶体相である。図１（ａ），（ｂ）を参照すると，立方体形状の初析Ｌ１₂相が分散しており，初析Ｌ１₂相の間にＡ１相が存在している。このような，初析Ｌ１₂
相と，その間隙の相とからなる組織を以下，「上部複相組織」と呼ぶ。

次に，第１熱処理後の合金材をＬ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度に冷却する。冷却
は，自然冷却であってもよく，水焼入れによって行ってもよい。前記温度は，試料が図２に示す第２状態になる温度，すなわち●の温度（図２では１２８１Ｋ）以下の温度である。この冷却によって，初析Ｌ１₂相はほとんど影響を受けないが，Ａ１相は，Ｌ１₂相とＤ０₂₂相に分離する。Ａ１相が分離して形成されたＬ１₂相とＤ０₂₂相とからなる複相組織
を以下，「下部複相組織」と呼ぶ。

本発明の金属間化合物は，このような，上部複相組織と下部複相組織からなる２重複相組織を有している。本発明の金属間化合物は，後述するように，高温での機械的特性が優れていることが実験的に実証されたが，この優れた特性は，本発明の金属間化合物が２重複相組織を有していることに起因していると考えられる。本発明の金属間化合物は，高温での機械的特性が優れているので，耐熱構造材として利用可能である。

別の実施形態では，Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度で第２熱処理を行う工程をさ
らに備えてもよい。この熱処理は，例えば，１１７３〜１２７３Ｋで行う。第２熱処理を行わずに単に水焼入れを行うことによってもＡ１相をＬ１₂相とＤ０₂₂相に分離させるこ
とはできるが，比較的高い温度での熱処理により，この分離をより確実にすることができる。なお，本発明において，「〜」は，端の点を含む。

Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小と規定した理由は，図２の縦断面状態図や，後述する実施例から明らかになるように，この範囲であれば，初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度で第１熱処理を行うことがで
き，かつＬ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度に冷却することができて，２重複相組織を
形成することができるからである。Ａｌの含有量は，好ましくは，６，７又は８ａｔ％より大であり，好ましくは，１１，１０又は９ａｔ％以下である。Ｖの含有量は，好ましくは，１０．５，１１．５又は１２．５以上であり，１６．５，１５．５又は１４．５ａｔ％より小である。

本発明の金属間化合物又は合金材は，Ｔｉを含んでいてもいなくてもよい。Ｔｉの含有量は，５ａｔ％（好ましくは４．５，４，３．５，３ａｔ％）以下である。また，Ｔｉの含有量は，０．５ａｔ％（好ましくは，１，１．５又は２ａｔ％）以上であることが好ましい。

本発明の金属間化合物又は合金材は，Ｂを含んでいてもいなくてもよい。Ｂの含有量は，１０００重量ｐｐｍ（好ましくは，９００，８００，７００又は６００重量ｐｐｍ）以下である。また，Ｂの含有量は，５０重量ｐｐｍ（好ましくは，１００，２００，３００又は４００重量ｐｐｍ）以上であることが好ましい。

本発明の金属間化合物を製造するのに用いる合金材は，鋳造材，鍛造材又は単結晶材などからなる。鋳造材は，予め秤量した地金を溶解（アーク溶解，高周波溶解など）した後，鋳型に流し込んで，凝固させることによって作製することができる。鋳造材は，通常，数百ミクロン〜数ミリオーダーの結晶粒を有する多結晶であり，結晶粒と結晶粒の間の境界（結晶粒界）で破壊されやすいという弱点と，引け巣等の鋳造欠陥があるという弱点を有している。この弱点を改善するのが，鍛造材である。鍛造材は，鋳造材に対して熱間鍛造及び再結晶焼鈍を行うことによって作製される。熱間鍛造及び再結晶焼鈍は，通常は，第１熱処理の温度よりも高い温度で行われる。熱間鍛造及び再結晶焼鈍は，同じであっても互いに異なっていてもよい。熱間鍛造は，１５２３〜１６２３Ｋ程度で行い，再結晶焼鈍は，１４２３〜１５７３Ｋ程度で行うことが好ましい。

第１熱処理の前に，合金材に対して均質化熱処理を行うことが好ましい。均質化熱処理は，通常は，第１熱処理の温度よりも高い温度で行われる。均質化熱処理は，１５２３〜１６２３Ｋ程度で行うことが好ましい。但し，第１熱処理を均質化熱処理と兼ねてもよい。また，鍛造材の場合は，熱間鍛造及び再結晶焼鈍を均質化熱処理と兼ねてもよい。

合金材が多結晶材（鋳造材又は鍛造材など）の場合は，合金材にＢを含有させることが特に好ましい。これによって，結晶粒界が強化されるからである。

鋳造材，鍛造材及び単結晶材を熱処理して作製した２重複相組織を有する金属間化合物について圧縮試験や引張試験などを行ったところ、何れも優れた機械的特性を有していることが実証された。

以下，本発明に関連した実験について説明する。以下の実験では，（１）鋳造材，（２）鍛造材，（３）単結晶材に対して，それぞれ熱処理を施すことによって２重複相組織を有する金属間化合物を作製し，その機械的特性を調べた。

１．鋳造材
１−１．鋳造材の作製方法
鋳造材は，表１のＮｏ．１〜２３に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖの地金（それぞれ純度９９．９重量％）をアーク溶解炉で溶製した。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。以下の説明では，上記鋳造材を「試料」と呼ぶ。

１−２．１２７３Ｋでの状態図
Ｎｏ．１〜２３の試料を石英管に真空封入した後，１２７３Ｋ×７ｄａｙｓ熱処理を施
し，水焼入れを行った。その後，１２７３Ｋでの状態図を作成するために，Ｎｏ．１〜２３の試料のそれぞれについて，組織観察及び各構成相の分析を行った。組織観察は，ＯＭ，ＳＥＭ，ＴＥＭを用いて行い，各構成相の分析は，ＳＥＭ−ＥＰＭＡにより行った。前記観察及び分析の結果を表１に示し，前記観察及び分析によって得られたＮｉ₃Ａｌ−Ｎ
ｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図を図３に示す。

表１及び図３によれば，Ｌ１₂，Ｄ０₂₂，Ｄ０₂₄，ｒｈｏｍｂｏｈｅｄｒａｌ以外に相
はみられず，Ｎｉ量をほぼ７５ａｔ％に保ちながら，各相が単相もしくは複相として平衡状態をとっていた。５つの２相共存領域と，２つの３相共存領域がみられた。低Ｔｉ領域に存在するＬ１₂−Ｄ０₂₂−Ｄ０₂₄３相共存組織は，状態図の３つの頂点に位置する構成
相が直接平衡している興味深い組織であった。

次に，Ｔｉ含有量が比較的少ないＮｏ．７，１０，１２，２３の試料に対して上記熱処理を行った後，ＳＥＭ観察を行った。図４（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料のＳＥＭ画像である。Ｎｏ．７，１０，１２，２３の全ての試料において，共析反応による微細なＬ１₂＋Ｄ０₂₂共析組織がみられた。Ｄ０₂₄相は，Ｄ０₂₂相
と層状組織を形成しているか，板状に単相として析出しているかのどちらかであった。

１−３．Ｔｉ２．５ａｔ％における縦断面状態図
Ｔｉ量２．５ａｔ％の組成の試料についてＤＳＣ測定を行って得られた縦断面状態図を図５に示す。図５の縦断面状態図によれば，Ａｌ量５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下の組成の試料は，１３７３Ｋの状態ではＡ１＋Ｌ１₂相というＮｉ基超合金の組織を形成し，
共析温度（１２８１Ｋ）以下の温度に冷却することでＡ１→Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂という共析反
応が起こり，初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織からなる２重複相組織が形成されると推測される。

１−４．１３７３Ｋでの状態図
「１−１．」で作成した試料を石英管に真空封入した後，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理を施し，水焼入れを行った。その後，１３７３Ｋでの状態図を作成するために，Ｎｏ．７，１０，１２，１９，２０，２２，２３の試料のそれぞれについて，組織観察及び各構成相の分析を行った。組織観察は，ＯＭ，ＳＥＭ，ＴＥＭを用いて行い，各構成相の分析は，ＳＥＭ−ＥＰＭＡにより行った。前記観察及び分析によって得られたＮｉ₃Ａｌ−Ｎ
ｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図を図６に示す。図３の状態図と比較すると，Ｌ１₂−Ｄ
０₂₂−Ｄ０₂₄３相共存領域が高Ｔｉ量側にシフトしていた。これにより，Ｎｏ．１０，２３の組織にＤ０₂₄相がみられなくなった。また，Ｔｉ含有量が５ａｔ％以下の場合には，ＡｌとＶの含有比率によっては，Ａ１相とＬ１₂相が共存する相になることが分かる。

次に，Ｔｉ含有量が比較的少ないＮｏ．７，１０，１２，２３の試料に対して上記熱処理を行った後，ＳＥＭ観察を行った。図７（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料のＳＥＭ画像であり，図４（ａ）〜（ｄ）に対応している。Ｎｏ．７，１０，１２，２３の全ての試料において，共析反応による微細なＬ１₂＋Ｄ０₂₂共析組
織がみられた。Ｄ０₂₄相は，Ｄ０₂₂相と層状組織を形成しているか，板状に単相として析出しているかのどちらかであった。図７（ａ）〜（ｄ）から分かるように，Ａｌ量５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下内の組成では，初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織が非常に微細に，整合性良く方位性を持ち配列しているのがみられた。初析Ｌ１₂相の配向は
［１００］および［０１０］方向であることをＴＥＭで確認した。Ｎｏ．７は共析点上の組成であるため，他の組成と比較すると，初析Ｌ１₂相がみられず，板状のＤ０₂₄相が析
出していた。

１−５．圧縮試験
Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料を，それぞれ，１２７３Ｋ×７ｄａｙｓ又は１３７３Ｋ×２ｄａｙｓで熱処理を行い，その後，水焼入れを行うことによって圧縮試験用試料を作製した。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８（ａ），（ｂ）に示す。図８（ａ），（ｂ）は，それぞれ，１２７３Ｋ及び１３７３Ｋで熱処理を行って作製した試料についての結果を示す。

図８（ａ），（ｂ）を比較すると，１３７３Ｋ熱処理材のほうで，全体的に，１００〜４００ＭＰａの強度上昇がみられた。これは組織全体が微細な２重複相組織を形成しており，Ｄ０₂₄相が析出することなく，Ｔｉが固溶することによる固溶強化の効果があったためであると考えられる。

１−６．高温圧縮クリープ試験
Ｎｏ．１０，２３の試料を，それぞれ，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓで熱処理を行い，その後，水焼入れを行うことによって高温圧縮クリープ試験用試料を作製した。高温圧縮クリープ試験は，１１５０〜１２５０Ｋの範囲で，２×２×５ｍｍ³の角状の試験片を用いて
，真空中，応力２５０〜６５０ＭＰａの条件で行った。Ｎｏ．１０，２３の試料を用いたときの結果をそれぞれ図９（ａ），（ｂ）に示す。また，規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を図１０に示す。図９（ａ），（ｂ）及び図１０には，Ｎｉ−２０Ｃｒ＋ＴｈＯ₂の高温圧縮クリープ試験の結果を比較例として併せて示す。比較例のデータは学
術論文， R.W. Land and W.D. Nix, Acta Metall., 24(1976)469を引用した。図９（ａ），（ｂ）及び図１０において、εドットは、最小クリープ速度，σは、応力を示す。また、図１０では試験温度の違いによる影響を補正するために、横軸には応力σをヤング率（Ｅ）で除した規格化応力（σ/Ｅ）、縦軸には最小クリープ速度（εドット）を拡散定数
（Ｄ）で除した規格化最小クリープ速度として，図９のデータを再プロットしてある。なお，Ｎｏ．１０，２３試料のヤング率および拡散定数には、Ｎｉ₃Ａｌのヤング率および
Ｎｉ₃Ａｌ中のＮｉの拡散定数をそれぞれ用いた。
図９（ａ），（ｂ）及び図１０から明らかなように，Ｎｏ．１０，２３試料の何れの場合でも，クリープ速度が，比較例と比べて極めて小さいことが分かる。

１−７．時効による組織変化と機械的性質
長時間高温下にさらされる高温構造材料として使用するためには，高温における組織変化を把握する必要がある。２重複相組織を示す，１３７３Ｋで熱処理したＮｏ．２３を用いて，高温時効による組織変化を調べた。時効のための熱処理は，Ｌ１₂相とＤ０₂₂相と
が共存する温度で行った。

図１１（ａ）〜（ｄ）に１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１１７３Ｋ×１０ｈ時効させた試料の共析領域における明視野像，回折パターン，暗視野像［１１/２０］スポット
使用，暗視野像［１００］スポット使用をそれぞれ示す。晶帯軸は＜００１＞である。暗視野像から，Ｄ０₂₂相の２つのバリアントが，明瞭なラメラ状組織を形成し，［１１０］もしくは［１１^-０］方向に配向していた（１^-は，「１」の上に「−」がある状態を示す。以下，同じ。）。バリアント間界面は（１１０）もしくは（１１^-０）であり，互いの
ｃ軸は直交し，双晶関係にある。

図１２（ａ），（ｂ）に１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１２７３Ｋ×２ｄａｙｓ時効させた試料の共析領域における明視野像を示す。図１２（ｂ）は，図１２（ａ）のバリアント組織近傍の拡大図である。バリアント組織は図１１（ａ）〜（ｄ）でみられた方位関係を保ちながら成長していた。図中のＡで示した領域はバリアント組織中にみられるラメラ形態では無い所を示している。このような領域を含んだ視野でＴＥＭ−ＥＤＸを行った結果，Ａの領域はＮｉ₃Ａｌの組成を示していた。このことから，長時間の時効処理を
行った試料の共析領域には，ラメラ形態をとるＤ０₂₂バリアント組織と，粒状のＬ１₂相
が共存していることが確認された。

次に，Ｎｏ．７，２３の合金をそれぞれ１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１２７３Ｋ×１２ｄａｙｓ時効させた試料の組織をそれぞれ，図１３（ａ），（ｂ）に示す。Ｎｏ．７，２３の合金の両方において，共析組織の粗大化が確認できる。一方，初析Ｌ１₂相は
大きな変化は無く，組織的に安定な状態を保っていた。

１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理材から得た試料と，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理材を１２７３Ｋで１ｈ時効させた試料の圧縮強度を，Ｎｏ．７，２３のそれぞれの合金で比較した結果を図１４（ａ），（ｂ）に示す。図１４（ａ），（ｂ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，Ｎｏ．２３についての結果を示す。図１４（ａ），（ｂ）を比較すると，Ｎｏ．７と比べＮｏ．２３の高温での強度変化が明らかに小さい。これによって，共析組織の成長が起こっても安定な初析Ｌ１₂相が共存することで，強度の劣化が少ないことが確認された。

１−８．考察
（１）状態図の相領域
図１５（ａ），（ｂ）に，それぞれ，価電子濃度（ｅ／ａ）と原子寸法比（Ｒ_X／Ｒ_Ni
）の等高線と１２７３Ｋでの状態図を重ねたものを示す。Ｄ０₂₄相で顕著に現れているように，各相領域は価電子濃度（ｅ／ａ）に強く依存して拡張していることがわかる。これはＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｎｂ系でもみられた結果であり，相領域は価電子濃度を
主因子として決定付けられていると結論できる。

Ｎｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｎｂ系では価電子濃度と原子寸法比の等高線は同じ方向
に並んでいたが，本実施例のＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ系では価電子濃度と原子寸
法比の等高線は異なる方向を向いている。このことからＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ
系のほうがＤ０₂₄相の拡張範囲が狭く，３相共存領域が高Ｔｉ側にシフトしていたのは，原子寸法比が相の拡張を抑制していたためであると考えられ，相領域の決定に対し原子寸法比は副因子の役割を果たしているといえる。

（２）微細複相金属間化合物の作製
高温における時効に対して，組織的，強度特性的に安定な微細２重複相組織が得られた。初析Ｌ１₂相が組織，強度に大きく影響していると言える。また，Ｄ０₂₂双晶バリアン
ト組織は粗大化しても，初析Ｌ１₂相と整合性を保っているので，大きな強度低下を示さ
ないものと考えられる。

１−９．まとめ
（１）１２７３ＫにおけるＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図を描くこと
ができた。各相の存在濃度域は価電子濃度（ｅ／ａ）に強く依存して拡張していた。
（２）３つの構成相間において，Ｌ１₂-Ｄ０₂₄，Ｄ０₂₂-Ｄ０₂₄，Ｌ１₂-Ｄ０₂₂の３種類
の２相平衡と，Ｌ１₂-Ｄ０₂₄-Ｄ０₂₂の３相直接平衡が認められた。
（３）１３７３Ｋ熱処理し，水焼入れすることで，初析Ｌ１₂相と微細（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂ ）共析組織から成る整合性の良い２重複相金属間化合物が得られた。
（４）２重複相組織が，初析Ｌ１₂相とＤ０₂₂双晶バリアント組織と粒状のＬ１₂相から 成ることが確認された。高温で長時間の時効にもかかわらず初析Ｌ１₂相はほとんど成
長せず，組織的に安定であった。
（５）２重複相組織を示す試料は，強度の逆温度依存性を示し，高い高温強度を示した。
また，高温での時効による強度低下が小さく，安定な機械的性質を示した。

２．鍛造材
鍛造材に対して熱処理を施すことによって２重複相組織を有する金属間化合物を作製し，その機械的特性を調べた。
２−１．鍛造材の作製方法
まず，表１のＮｏ．１０，１２に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖの地金（それぞれ純度９９．９重量％）をアーク溶解炉で溶解し，鋳造により，母合金を作製した。次に，母合金を水冷銅るつぼで高周波溶解し，溶湯を円筒の鋳型（セラミック製）につぎ込んで凝固させた。これによって，直径６８ｍｍ×厚さ７０ｍｍの鋳造材を作製した。次に，作製した鋳造材を１５７３Ｋに加熱保持し，これを厚さが２０ｍｍになるまで鍛造により圧縮し，さらに１４７３Ｋ〜１５２３Ｋで１５分から２５分の再結晶焼鈍を行ない，鍛造材を作製した。また，Ｎｏ．１０に５００ｐｐｍのＢを添加した組成の鍛造材も作製した。この鍛造材を以下，「Ｎｏ．１０Ｂ」と呼ぶ。以下の説明では，上記鍛造材を「試料」と呼ぶ。

２−２．熱処理
上記方法で作製した試料に対して，１３７３Ｋで１０時間の熱処理を行い，続いて１２７３Ｋで１０時間の熱処理を行った。これによって，上述したように，初析Ｌ１₂相と（
Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織からなる２重複相組織を有する金属間化合物の試料が得られた
。

２−３．引張試験
熱処理を行った試料（Ｎｏ．１０，１０Ｂ，１２）について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１３２３Ｋ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１．６６×１０^-4ｓ^-1の条件で行った。その結果を図１６に示す。また，Ｎｏ．１０Ｂの試料について，種々の温度での応力−歪み曲線を図１７に示す。さらに，Ｎｏ．１０Ｂの試料について，現存する種々の超合金についての引張強度と比較を行った。その結果を図１８に示す。図１８における番号１〜９は，それぞれ，現存する超合金である（１）Inconel 700，（２）Inconel X750，（３）S816，（４）U 500，（５）Hastelloy C，（６）Hastelloy B，（７）Haslelloy X，（８）Inconel 600，（９）Incoloy 800についての結果である。超合金についてのデータは，株式会社タイヘイテクノサー
ビスのホームページ（http://www.taihei-s.com/seihin13.htm）に掲載されているものを用いた。同様のデータを掲載している学術書には，Metals Handbook Ninth Edition Vol.
3, ASM, pp. 187-333, (1980)がある。図１６〜図１８を参照すると，鍛造材を用いて作製した本発明の金属間化合物は，現存する種々の超合金と比べても見劣りしない，優れた機械的強度を有していることが分かる。

３．単結晶材
単結晶材に対して熱処理を施すことによって２重複相組織を有する金属間化合物を作製し，その機械的特性を調べた。

３−１．単結晶材の作製方法
単結晶材は，「ブリッジマン法(引き上げ法)」によって作製した。具体的には，以下の通りである。まず，表１の合金Ｎｏ．１０に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖの地金（それぞれ純度９９．９重量％）をアーク溶解炉で溶解し，鋳造により，母合金を作製した。次に，母合金をアルミナルツボに入れ，不活性ガス(アルゴンガス)中で高周波炉で溶解した。次に，ルツボを高周波炉中でゆっくりとした速度（約５mm／ｈ）で引き上げながら先端部から凝固させ，単結晶材を作製した。以下の説明では，この単結晶材を「試料」と呼ぶ。

３−２．熱処理
上記方法で作製した試料に対して，１３７３Ｋで１０時間の熱処理を行い，続いて１２
７３Ｋで１０時間の熱処理を行った。これによって，上述したように，初析Ｌ１₂相と（
Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織からなる２重複相組織を有する金属間化合物の試料が得られた
。

３−３．引張試験
熱処理を行った試料について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１３２３Ｋ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１９に示す。また，種々の温度での応力−歪み曲線を図２０に示す。さらに，現存する種々の超合金についての引張強度と比較を行った。その結果を図２１に示す。図２１における番号１〜９は，それぞれ，現存する超合金である（１）Inconel 700，（２）Inconel X750，（３）S816，（４）U 500，（５）Hastelloy C，（６）Hastelloy B，（７）Haslelloy X，（８）Inconel 600，（９）Incoloy 800についての結果である（図１８と同じデータである。）。図２１を参照すると，単結晶
材を用いて作製した本発明の金属間化合物は，現存する種々の超合金と比べても見劣りしない，優れた引張強度を有していることが分かる。

３−４．高温引張クリープ試験
熱処理を行った試料について，高温引張クリープ試験を行った。高温引張クリープ試験は，１１７３〜１２２３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ³の試験片を用いて，
真空中，応力３００〜５００ＭＰａの条件で行った。規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を図２２に示す。図２２には，Ｎｉ−２０Ｃｒ＋ＴｈＯ₂の高温引張クリープ
試験の結果を比較例として併せて示す（図２２において、εドットは、最小クリープ速度，Ｄは、Ｎｉ₃Ａｌ中のＮｉの拡散定数，σは、応力，Ｅは、Ｎｉ₃Ａｌのヤング率を示す。）。また，応力とクリープ破断寿命との関係を図２３（ａ），（ｂ）に比較例と併せて示す。図２３（ａ），（ｂ）は，それぞれ，１１７３Ｋ，１２２３Ｋで測定した結果である。さらに，図２３のデータ点から外挿して得られる１０００時間クリープ破断強度と温度との関係を図２４に比較例と併せて示す。比較例として挙げられている，ＴＭＳ−８２+，ＴＭＳ−７５は、それぞれ、第２世代Ｎｉ超合金，第３世代Ｎｉ超合金と呼ばれてい
る。比較例のデータは，NIMS物質・材料データベースのホームページ（http://mits.nims.go.jp）に掲載されているものを用いた。また、同様のデータを掲載している学術論文には，[1] Maldini M, Harada H, Koizumi Y, Kobayashi T, Lupinc V. Scripta Materialia 43（2000）637.及び[2] Koizumi Y, Harada H, Kobayashi T, Yokokawa T. Journal of
the Japan Institute of Metals 69（2005）743.がある。図２２〜図２４から明らかな
ように，単結晶材を用いて作製した本発明の金属間化合物は，現存する種々の超合金と比べても見劣りしない，優れた機械的強度を有していることが分かる。

（ａ），（ｂ）は，本発明に係る，２重複相組織を説明するための例示的なＴＥＭ画像であり，（ｂ）は，（ａ）の拡大画像である。 本発明に係る，２重複相組織を説明するための例示的な縦断面状態図である。 １２７３ＫにおけるＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図である。 １２７３ＫでのＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図における低Ｔｉ領域の組織のＳＥＭ画像であり，（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料についてのものである。 Ｔｉ量２．５ａｔ％における縦断面状態図である。 １３７３Ｋにおける低Ｔｉ領域のＮｉ₃Ａｌ−Ｎｉ₃Ｔｉ−Ｎｉ₃Ｖ擬三元系状態図である。 （ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料に対して１３７３Ｋでの熱処理を行った後のＳＥＭ画像である。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，１０，１２，２３の試料の圧縮試験結果を示し，（ａ）は，１２７３Ｋ×７ｄａｙｓ熱処理材，（ｂ）は，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理材についての結果を示す、降伏応力と温度との関係を示すグラフである。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，Ｎｏ．１０，２３の試料の高温圧縮クリープ試験の結果を示す、最小クリープ速度と応力との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１０，２３の試料についての，高温圧縮クリープ試験の結果を示す、規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．２３の試料の，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ＋１１７３Ｋ×１０ｈ熱処理材共析領域における，（ａ）明視野像，（ｂ）回折パターン，（ｃ）暗視野像［１１/２０］スポット使用，（ｄ）暗視野像［１００］スポット使用、を示す。 （ａ），（ｂ）は，Ｎｏ．２３の試料の１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１２７３Ｋ×２ｄａｙｓ時効材明視野であり，（ｂ）は，（ａ）の一部を拡大したものである。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，２３の試料の，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１２７３Ｋ×１２ｄａｙｓ時効材のＳＥＭ画像を示す。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，Ｎｏ．７，２３の試料についての，１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理材と１３７３Ｋ×２ｄａｙｓ熱処理後，１２７３Ｋ×１２ｄａｙｓ時効材との圧縮強度比較を示す、降伏応力と温度との関係を示すグラフである。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，価電子濃度と原子寸法比の等高線図を示す。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０，１０Ｂ，１２の鍛造材についての，最大引張強度又は破断塑性歪みと，温度との関係を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０Ｂの鍛造材についての，種々の温度での応力−歪み曲線を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０Ｂの鍛造材と，現存する種々の超合金との比較を示す，最大引張強度と温度との関係を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材についての，引張強度又は破断塑性歪みと，温度との関係を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材についての，種々の温度での応力−歪み曲線を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材と，現存する種々の超合金との比較を示す，最大引張強度と温度との関係を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材についての，規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を示すグラフである。 （ａ），（ｂ）は，それぞれ，１３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材についての，１１７３Ｋ，１２２３Ｋでの，応力とクリープ破断寿命との関係を示すグラフである。 １３７３Ｋで熱処理を行ったＮｏ．１０の単結晶材についての，１０００時間クリープ破断強度と温度との関係を示すグラフである。

Claims (9)

1. Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｔｉ：５ａｔ％以下，Ｂ：１０００質量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，
   Ｂの含有量は，５０〜１０００質量ｐｐｍであり、
   初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織とからなる２重複相組織を有することを特徴とする金属間化合物。
2. Ｔｉの含有量は，０．５〜５ａｔ％である請求項１に記載の金属間化合物。
3. 請求項１または２に記載の金属間化合物からなる耐熱構造材。
4. Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｔｉ：５ａｔ％以下，Ｂ：１０００質量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度に冷却することによってＡ１相を（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程を備え、
   合金材は，Ｂの含有量が５０〜１０００質量ｐｐｍである金属間化合物の製造方法。
5. 第１熱処理を行った後、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度で第２熱処理を行う工程をさらに備える請求項４に記載の方法。
6. 第２熱処理は，１１７３〜１２７３Ｋで行う請求項５に記載の方法。
7. 合金材は，Ｔｉの含有量が０．５〜５ａｔ％である請求項４に記載の方法。
8. 合金材は，単結晶材である請求項４に記載の方法。
9. 合金材は，鋳造材に対して熱間鍛造及び再結晶焼鈍を行うことによって作製される請求項４に記載の方法。