JP5757507B2 - Ｒｅが添加されたＮｉ基２重複相金属間化合物合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒｅが添加されたＮｉ基２重複相金属間化合物合金及びその製造方法に関する。

環境破壊が問題となり、省エネルギーやＣＯ₂削減に関する技術が、近年注目されている。このため、内燃機関の燃焼効率のさらなる向上が望まれ、より高温特性の優れた材料の開発が求められている。

このような要望に対し、高温特性の優れた材料として、（１）Ｎｉ基超合金と（２）Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の開発が進められている。

上記（１）のＮｉ基超合金は、母相であるγ相（Ｎｉ固溶体相）と、この母相中に分散析出したγ’相とを有し、γ’相がＮｉ₃Ａｌを基本組成とする金属間化合物（Ｌ１₂相）であり、構成相中の約６０〜７０ｖｏｌ％がγ’相で構成される。

この合金は、普通鋳造合金、一方向凝固合金、単結晶合金へと開発が進められ、単結晶合金では、第1世代合金、Ｒｅを約３重量％含有する第２世代合金、Ｒｅを５〜６重量％含有する第３世代合金、Ｒｕなどの貴金属を２〜３重量％含有する第４世代合金、貴金属を５〜６重量％含有する第５世代合金へと開発が進められている。

例えば、一方向凝固材用Ｎｉ基超合金として、Ｃ，Ｂ，Ｈｆ，Ｃｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ａｌ，Ｒｅを含有し、残部がＮｉ及び不可避の不純物からなる一方向凝固用Ｎｉ基超合金が知られている（例えば、特許文献１参照）。
この合金は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等を任意の成分とし、母相のγ相と析出相のγ’相とを構成する元素の添加量と、結晶粒界を強化する元素の添加量を調整することにより、凝固方向の強度と結晶粒界の強度を改善する。

また、実用面において高温強度と高温における耐酸化性の両面においてバランスの取れたＮｉ基単結晶超合金として、Ａｌ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ｃｒ及びＲｕを主添加元素とするＮｉ基単結晶超合金が知られている（例えば、特許文献２参照）。
この合金は、その元素の組成比を最適な範囲に設定することにより、母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値に制御して優れた高温強度（クリープ強度）を実現する。

これらのＮｉ基超合金は、ジェットエンジン等のタービン翼を主な用途とするため、高温強度や鋳造の観点から開発され、これらの観点から好ましい元素がその組成に添加されている。Ｎｉ基超合金は、上記で説明したように母相のγ相と析出相のγ’相からなるが、Ｒｅはγ相（固溶体相）に固溶してクリープ強度を向上させると説明されている（例えば、特許文献１及び２参照）。また、Ｔａは、Ｗ等とともにγ相に固溶するとともにその一部がγ’相に固溶してクリープ強度を向上させると説明されている（例えば、特許文献２参照）。さらに、Ｖは、高温強度が低下するので、１重量％以下が好ましいと説明されている（例えば、特許文献１及び２参照）。

しかし、Ｎｉ基超合金は、構成相の約３０〜４０ｖｏｌ％以上が金属相のγ相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。また、高温強度の観点での開発は進んでいるものの、硬さの観点での開発は進んでいない。

一方、このような課題を解決する合金として、上記（２）のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の開発が期待されている。このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、最密充填（Ｇｅｏｍｅｔｒｉｃａｌｌｙ Ｃｌｏｓｅｄ Ｐａｃｋｅｄ）結晶構造に属するＮｉ₃Ｘ型金属間化合物を整合良く組み合わせた複相合金であり、例えば、上記γ’相のＮｉ₃Ａｌの金属間化合物相と、Ｎｉ₃Ｖの金属間化合物相とで構成される。

図１７に、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金の組織を説明するための図を示す。図１７において、（１）がＮｉ基２重複相金属間化合物合金の組織を説明するためのＳＥＭ写真の一例（Ｎｉ₇₅Ａｌ₈Ｖ_14.5Ｎｂ_2.5）であり、（２）がＮｉ基２重複相金属間化合物合金の組織を構成する結晶構造（Ｎｉ₃Ａｌ，Ｎｉ₃Ｖ）の模式図である。

図１７に示すように、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、整合性よく形成されたミクロ組織と、その間に形成されたナノ組織とで構成され（図１７（１）参照）、前者のミクロ組織が初析Ｌ１₂相（図１７（２）で示すＮｉ₃Ａｌ）で構成され、後者のナノ組織がＬ１₂相とＤ０₂₂相（図１７（２）で示すＮｉ₃Ａｌ及びＮｉ₃Ｖ）とからなる共析組織で構成されている。

このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、共析温度よりも高い温度の熱処理で、Ａ１相（Ｎｉ固溶体相）に初析Ｌ１₂相が析出した上部複相組織が形成され、その後の共析温度以下の熱処理で、Ａ１相がＬ１₂相とＤ０₂₂相の２相に共析変態し下部複相組織が形成されて構成されている。

このように、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金は、優れた特性を有するＮｉ₃Ｘ型金属間化合物が複相化されて形成されている。このため、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、単一の金属間化合物相で構成された合金よりもさらに優れた特性を示し、かつ幅広い組織制御の可能性がある合金として期待されている（特許文献３参照）。例えば、高温強度のほか、硬さの観点でも開発が進められている。

具体的な例を挙げると、常温のみならず高温でも優れた硬さを示すＮｉ基２重複相金属間化合物合金として、Ｎｉを主成分とし、Ａｌ，Ｖ，Ｔａ及び／又はＷ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂを含む（Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒは任意の成分）合金が知られている（特許文献４参照）。

また、表面の硬さが高められたＮｉ基２重複相金属間化合物合金として、Ｎｉを主成分とし、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂを含む（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒは任意の成分）合金を母材とし、この母材が窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されているＮｉ基２重複相金属間化合物合金が知られている（特許文献５参照）。

特開２００６−４５６５４号公報 特開２０１０−３１２２９９号公報 国際公開第２００７／０８６１８５号パンフレット 特開２００９−２１５６４９号公報 特開２００９−１９７２５４号公報

しかし、上記背景技術のようなＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、優れた硬さを示すが、その特性の改善が望まれている。例えば、Ｔａ等の含有量を多くすると、優れた硬さを示すものの、逆にＡｌの含有量が少なくなると高温において十分な硬さが得られない場合がある。また、Ｔａ等の含有量が多くなると、強度特性上好ましくない第二相粒子（分散物）が出現する場合がある。このため、Ｔａ等の含有量による硬さ特性の改善には限界があると考えられ、たとえばＴａ等以外の元素を含有させることにより、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の硬さ特性を改善することが望まれている。

本発明は、このような事情を鑑みてなされたものであり、優れた硬さを示すＮｉ基２重複相金属間化合物合金を提供するものである。

本発明によれば、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５〜１２原子％、Ｖ：１１〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含み、初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織との２重複相組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。

本発明の発明者らは、従来のＮｉ基２重複相金属間化合物合金が、Ｎｉ₃Ｘ型金属間化合物のＸ元素に置換する元素（例えば、Ｔａ，Ｎｂ，Ｔｉ）を含有していたことに着目し、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金にＸ元素に置換する元素ではなくＮｉ元素に置換する元素を含有させることを発案した。
そして、鋭意研究をした結果、（１）Ｎｉ，Ａｌ，Ｖを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金にＲｅ（例えば、３原子％）を含有させることにより、微細な組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金が得られること、及び（２）Ｒｅを含有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金に熱処理を行うことにより２重複相組織を維持したまま、この合金の硬さを向上させることができること、を見出し、本発明の完成に到った。
本発明によれば、優れた硬さを示すＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。
また、素材が硬くない、すなわち加工（例えば、切削加工）しやすい状態で加工した後、熱処理により硬さを向上させることができるので、加工性（例えば、切削加工性）に優れるＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。

以下、本発明の種々の実施形態を例示する。以下の記述中で示す構成は、例示であって、本発明の範囲は、以下の記述中で示すものに限定されない。

比較例に係るＮｏ．１及びＮｏ．２の試料のＳＥＭ写真である。 比較例に係るＮｏ．３の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係るＮｏ．４及びＮｏ．５の試料のＳＥＭ写真である。 溶体化熱処理及び下部複相熱処理が施されたＮｏ．５のＸ線回折プロファイルを示す図である。 下部複相熱処理（温度：１１７３Ｋ）が施されたＮｏ．１〜Ｎｏ．５の試料について、下部複相熱処理の時間とビッカース硬さの関係を示すグラフである。 下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ）が施されたＮｏ．１〜Ｎｏ．５の試料について、下部複相熱処理の時間とビッカース硬さの関係を示すグラフである。 Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１２の試料について、下部複相熱処理の条件とビッカース硬さの関係を示すグラフである。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理が施されたＮｏ．４の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理が施されたＮｏ．５の試料のＳＥＭ写真である。 比較例に係る、溶体化熱処理が施されたＮｏ．１３の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２時間）が施されたＮｏ．４の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２時間）が施されたＮｏ．５の試料のＳＥＭ写真である。 比較例に係る溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２時間）が施されたＮｏ．１３の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２４時間）が施されたＮｏ．４の試料のＳＥＭ写真である。 本発明の実施例に係る、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２４時間）が施されたＮｏ．５の試料のＳＥＭ写真である。 比較例に係る溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２４時間）が施されたＮｏ．１３の試料のＳＥＭ写真である。 Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の組織を説明するためのＳＥＭ写真及びこの合金の組織を構成する結晶構造（Ｎｉ₃Ａｌ，Ｎｉ₃Ｖ）の模式図である。

本発明に係るＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５〜１２原子％、Ｖ：１１〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含み、初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織との２重複相組織を有する。このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢをさらに含んでもよい。

また、本発明の実施形態において、Ｒｅを１〜５原子％含む場合、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：８〜１２原子％、Ｖ：１３〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金であってもよい。Ｒｅを１〜５原子％含む実施形態でも、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢをさらに含んでもよい。

この実施形態によれば、例えば、熱処理（例えば、１０７３〜１２７３Ｋの熱処理）を施すことにより、硬さを著しく向上させることができるＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。また、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、微細な２重複相組織を維持したまま、硬さを著しく向上させることができる。
また、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、上記熱処理の温度で著しい硬さを示すので、上記熱処理の温度、すなわち、高温での使用にも適する。

ここでいう熱処理は、初析Ｌ１₂相の間隙に形成されたＡ１相を変態させて、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とを形成させるための熱処理である。この熱処理には、このような組織の形成を促進するための処理として、時効熱処理（いわゆる人工時効）が含まれ、また、このような組織を形成する処理として、後述する下部複相熱処理（第２熱処理）が含まれる。
この熱処理の温度は、上記実施形態の場合、好ましくは１０７３〜１２７３Ｋであり、より好ましくは１０９８〜１１９８Ｋ（１１２３Ｋ±２５Ｋ又は１１７３Ｋ±２５Ｋ）である。これら温度範囲であれば、この合金の硬さを著しく向上させることができ、また、硬さを維持した状態で、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金を用いることができる。
なお、熱処理の時間は、好ましくは５〜１０時間である。この時間範囲であれば、例えば、１１４８〜１１９８Ｋの熱処理で約６６０ＨＶのビッカース硬さを実現できる。

また、本発明の実施形態において、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａをさらに含んでもよい。具体的には、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａを含む場合、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５〜９原子％、Ｖ：１１〜１５原子％、Ｔａ：３〜７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金であってもよい。また、Ｔａを含む実施形態でも、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢをさらに含んでもよい。

この実施形態によれば、熱処理を施すことにより硬さを著しく向上させることができるのみならず、熱処理前であっても優れた硬さを有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。
ここで、この実施形態の場合、前記熱処理の温度は、好ましくは１０７３〜１２７３Ｋであり、熱処理の時間は、好ましくは、２〜２４時間である。このような熱処理であれば、より優れたビッカース硬さ（例えば約７８０ＨＶ）を実現できる。
また、この実施形態のＮｉ基２重複相金属間化合物合金も熱処理により微細な２重複相組織を維持したままで硬さを著しく向上させることができ、高温（例えば、１０７３〜１２７３Ｋの温度）での使用に適する。

また、本発明の実施形態において、本発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金で耐熱部品を形成してもよい。

本発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、前記熱処理の温度、例えば、１０７３〜１２７３Ｋの温度で硬さが向上することから、上記で説明したように、高温（例えば、前記熱処理の１０７３〜１２７３Ｋの温度）での使用に適する。従って、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金で形成された耐熱部品（例えば、耐熱ボルト）は、高温でも優れた硬さを有する。

また、他の観点によれば、本発明は、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５〜１２原子％、Ｖ：１１〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含む溶湯を徐冷して鋳造するＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法を提供する。
また、本発明の製造方法の実施形態において、前記溶湯が、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：８〜１２原子％、Ｖ：１３〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含んでもよいし、また、前記溶湯が、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５〜９原子％、Ｖ：１１〜１５原子％、Ｔａ：３〜７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含んでもよい。さらに、前記溶湯が、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅ又は、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｒｅ及びＴａを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢをさらに含んでもよい。

本発明の製造方法によれば、優れた硬さを示すＮｉ基２重複相金属間化合物合金が製造できる。また、本発明の製造方法によれば、素材が硬くない、すなわち加工（例えば、切削加工）しやすい状態で加工し、その後熱処理によって硬さを向上させることができるＮｉ基２重複相金属間化合物合金が製造できるので、加工性（例えば、切削加工性）に優れるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法が提供される。

また、本発明の製造方法の実施形態において、鋳造後、１５０３〜１６０３Ｋの溶体化熱処理を行ってもよい。

この実施形態によれば、１５０３〜１６０３Ｋの温度で、Ｖ元素等が固溶してＡ１相（Ｎｉ固溶体相）を形成するとともに初析Ｌ１₂相が形成され、その後の冷却で、再度２重複相組織（初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織の組織）が形成される。このため、微細かつ均一な２重複相組織を備えるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法が提供される。

なお、上記溶体化熱処理は、初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度で鋳造された合金に熱処理を行う工程（この明細書でいう上部複相熱処理（第１熱処理））を兼ねてもよいし、また、均質化熱処理を兼ねてもよい。

また、本発明の製造方法の実施形態において、溶体化熱処理後、１０７３〜１２７３Ｋの時効熱処理を行ってもよい。

この実施形態によれば、微細な２重複相組織を維持したままで硬さを著しく向上させるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法が提供される。

ここで示した実施形態は、互いに組み合わせることができる。本明細書において、「〜」は、両端の点を含む。（なお、原子％は、ａｔ．％ともいう。）
以下、これらの実施形態の各元素について詳述する。

Ｎｉの具体的な含有量（含有率）は，好ましくは７０〜７４ａｔ．％であり，さらに好ましくは７１〜７３ａｔ．％である。このような範囲であれば，（Ｎｉ，Ｒｅ）の含有量と，（Ａｌ，Ｖ，Ｔａ）の含有量の合計が３：１に近くなり、２重複相組織が形成されやすい。
Ｎｉの具体的な含有量は，例えば７０，７０．５，７１，７１．５，７２，７２．５，７３，７３．５又は７４ａｔ．％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。

Ａｌの具体的な含有量は，５〜１２ａｔ．％である。Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａを含まない場合、好ましくは、８〜１２ａｔ．％であり、さらに好ましくは、９〜１１ａｔ．％である。また、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａを含む場合、好ましくは、５〜９ａｔ．％、さらに好ましくは、６〜８ａｔ．％である。
例えば５，５．５，６，６．５，７，７．５，８，８．５，９，９．５，１０，１０．５，１１，１１．５又は１２ａｔ．％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。

Ｖの具体的な含有量は，１１〜１７ａｔ．％である。Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａを含まない場合、好ましくは、１３〜１７ａｔ．％であり、さらに好ましくは、１４〜１６ａｔ．％である。また、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＴａを含む場合、好ましくは、１１〜１５ａｔ．％、さらに好ましくは、１２〜１４ａｔ．％である。
例えば１１，１１．５，１２，１２．５，１３，１３．５，１４，１４．５，１５，１５．５，１６，１６．５又は１７ａｔ．％である。Ｖ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。

Ｒｅの具体的な含有量は、１〜５ａｔ．％であり、好ましくは、２〜４ａｔ．％である。例えば１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５又は５ａｔ．％である。Ｒｅ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。

Ｔａの具体的な含有量は、３〜７ａｔ．％であり、好ましくは、４〜６ａｔ．％である。例えば３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５又は７ａｔ．％である。Ｔａ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。

Ｂは任意の成分であるが、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金がＢを含む場合、Ｂの具体的な含有量は、１０〜１０００重量ｐｐｍである。例えば１０，５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００，９５０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。

なお、Ｂの具体的な含有量は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｒｅ，Ｔａ（Ｔａは任意）を含む合計１００ａｔ．％の組成の合計重量に対する含有量である。

次に、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の組織について説明する。本発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金も図１７に示すＮｉ基２重複相金属間化合物合金と同様の組織を有する。

すなわち、本発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織との２重複相組織を有する。初析Ｌ１₂相は、共析温度よりも高い温度で形成される組織である（なお、共析温度よりも高い温度で形成される初析Ｌ１₂相とその間隙のＡ１相とからなる組織を「上部複相組織」という）。一方、（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織は、前記初析Ｌ１₂相の間隙に形成されたＡ１相が、共析温度以下の温度で、分離して形成されるＬ１₂相とＤ０₂₂相とからなる下部複相組織である。

ここで、共析温度よりも高い温度とは、初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度であり、共析温度とは、Ａ１相がＬ１₂相とＤ０₂₂相とに変態（分解）する温度の上限値である。

このような組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、以下の製造方法で製造する。

まず、各元素が上記で説明した割合となるように金属地金を秤量し、これを加熱して溶解させる。次に、この溶湯を冷却することにより鋳造する。

この鋳造における溶湯の冷却は、例えば、徐冷により行う。徐冷を行うと、溶湯が凝固した後に初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度に比較的長い時間さらされることになり、また、その後、Ａ１相がＬ１₂相とＤ０₂₂相とに分離する共析温度以下の温度にも長い時間さらされることになる。このため、初析Ｌ１₂相とＡ１相とからなる上部複相組織が形成され、さらにＡ１相が分解して、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とからなる下部複相組織が形成される。

この徐冷は、例えば、炉冷によって行う。すなわち、上記材料を加熱して溶解させ、加熱後、その炉に溶湯をそのまま放置する。

また、上記の組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、鋳造後、熱処理を行うことにより製造してもよい。

例えば、鋳造後、１５０３〜１６０３Ｋの溶体化熱処理を行い（すなわちＡ１単相化の溶体化熱処理を行い）、その後冷却してこのＮｉ基２重複相金属間化合物合金を製造してもよい。初析Ｌ１₂相が自然に析出し、その後、Ａ１相がＬ１₂相とＤ０₂₂相とに分解されてＮｉ基２重複相金属間化合物合金を製造できる。また、特許文献３、４に記載されているように、溶解・凝固により得られた合金材（鋳塊など）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（上部複相組織の形成）、第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１₂相とＤ０₂₂相とに分解させて（下部複相組織の形成）、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金を製造してもよい。

また、溶解・凝固により得られた合金材（鋳塊など）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（上部複相組織の形成）、その後、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する温度に冷却（空冷や炉冷のような自然冷却又は水冷等の強制冷却）するか、その温度で第２熱処理を行うことによってＡ１相を（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織に変化させて（上部複相組織の形成）、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金を製造してもよい。

ここで、本発明に係るＮｉ基２重複相金属間化合物合金の場合、第1熱処理は、例えば、１５０３〜１６０３Ｋの温度で行い、具体的には、１５０３Ｋの温度で、５〜２００時間程度の熱処理を行う。
また、第２熱処理は、例えば、１１２３〜１２７３Ｋの温度で行う。具体的には、１２０３Ｋの温度で、５〜２００時間程度行う。

また、鋳造後又は上記第1若しくは（及び）第２熱処理後、１５０３〜１６０３Ｋの溶体化熱処理を行ってもよい。溶体化熱処理は、例えば、１５５３Ｋの温度で、５時間程度行う。溶体化熱処理後の冷却は、空冷等の自然冷却、水冷等の強制冷却、いずれでもよいが、例えば、炉冷による冷却で行うとよい。

なお、溶体化熱処理は、第１熱処理や均質化熱処理を兼ねてもよいし、逆に、第１熱処理や均質化熱処理が溶体化熱処理を兼ねてもよい。

また、鋳造後又は上記第1若しくは（及び）第２熱処理後、あるいは、これらの処理に加えて溶体化熱処理を行った後、さらに時効熱処理を行ってもよい。この時効熱処理は、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の初析Ｌ１₂相の間隙に形成されたＡ１相を変態（分解）して、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とを形成するために実施するものであるので、第２熱処理と同じ温度範囲で熱処理することにより実施できる。Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とが形成されることを促進するため、この時効熱処理の温度は、１１２３〜１２７３Ｋであることが好ましい。
なお、この明細書において、時効熱処理を下部複相熱処理（下部複相組織を形成させる熱処理）ともいう。

（効果実証実験１）
次に、効果実証実験１について説明する。以下の実験では，鋳造材を作製し、（１）溶体化熱処理、（２）溶体化熱処理及び下部複相熱処理（上記の時効熱処理に相当する）を施して、（１）又は（２）の条件のＮｉ基２重複相金属間化合物合金をそれぞれ作製し、作製された合金について、ＳＥＭ組織観察、硬さ測定、Ｘ線測定を行い、その特性を調べた。

（合金の作製）
まず、表１のＮｏ．１〜Ｎｏ．５に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｔａ，Ｒｅの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＢをアーク溶解炉内の鋳型中で溶解、凝固することによって鋳造材（３０〜５０ｍｍφの小型ボタン状の合金）を作製した。

上記アーク溶解炉の雰囲気は、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。

ここで、表１において、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の試料が比較例であり、これらはＲｅが添加されていない試料である（ここで、試料の名称は「Ｎｏ．１」等の番号ほか、Ｔａが添加されている試料であることから、その含有量と含有元素「Ｔａ」とあわせた文字列もその試料の名称とした。例えば、Ｔａを５ａｔ．％含有する試料は「５Ｔａ」とも呼ぶ。）。
また、表１において、Ｎｏ．４及びＮｏ．５の試料が本発明の実施例であり、Ｒｅが添加されている試料である（試料の名称は、上記Ｔａの場合と同様である。例えば、Ｔａを５ａｔ．％、Ｒｅを３ａｔ．％含有する試料は、「５Ｔａ３Ｒｅ」とも呼ぶ。）。
なお、表１におけるＢの割合は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂを含む合計１００ａｔ．％の組成に対する数値である。

次いで、作製された鋳造材（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５）から試験片（約１０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍ）を切り出し、得られた試験片（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５）に対して、溶体化熱処理として１５５３Ｋ×５時間の熱処理を施し、その後炉冷した。
なお、この溶体化熱処理によってＡ１単相組織化を行い、その後の炉冷で、初析Ｌ１₂相および間隙のＬ１₂相とＤ０₂₂相とが共存する２重複相組織を形成させた。

さらに、溶体化熱処理された試験片のうち、その一部に下部複相熱処理を施した。また下部複相熱処理による組織変化等を観察するため、それぞれの試験片（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５）に対し、１１７３Ｋの温度で５、１０、２４時間の、１２２３Ｋの温度で２、５、１０、２４時間の条件で下部複相熱処理を行い、水焼き入れを行った。

これらの溶体化熱処理及び下部複相熱処理により、表２に示す条件を施した試料を作成した。

（組織観察）
次に、溶体化熱処理・下部複相熱処理の熱処理された試料について、ＳＥＭによる組織観察を行った。図１〜図３にその写真を示す。図１及び図２が、比較例に係るＮｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料のＳＥＭ写真であり、図３が本発明の実施例に係るＮｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料のＳＥＭ写真である。
これらの図において、溶体化熱処理のみ施された試料の写真に「溶体化材」と記載し、また試料Ｎｏ．の後ろに「―Ａ」と、その条件（表２の条件）を記載している。また、溶体化熱処理に加えて下部複相熱処理が施された試料の写真に、「１１７３Ｋ−１０ｈ」「１２２３Ｋ−１０ｈ」と下部複相熱処理の条件を記載している。さらに、試料Ｎｏ．の後ろに「―Ｂ」又は「―Ｃ」と、その条件（表２の条件）を記載している。

図１〜２を参照すると、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料のうち、溶体化熱処理のみ施された試料では２重複相組織が形成されている領域以外に、図１（１）Ｎｏ．１−Ａ及び（４）Ｎｏ．２−Ａ、並びに図２（１）Ｎｏ．３−Ａに示されるような微細に入り組んだツイード状組織領域も存在していることがわかる。
特に、Ｎｏ．３（６．５Ｔａ）の溶体化熱処理のみ施された試料（図２（１）Ｎｏ．３−Ａ）は、４回対称性を持つツイード状組織が観察された。これは、Ｔａ添加量が増加したことによるものと考えられる。

また、図１〜２を参照すると、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料のうち、溶体化熱処理に加えて下部複相熱処理が施された試料（図１（２）Ｎｏ．１−Ｂ、（３）Ｎｏ．１−Ｃ、（５）Ｎｏ．２−Ｂ及び（６）Ｎｏ．２−Ｃ並びに図２（２）Ｎｏ．３−Ｂ及び（３）Ｎｏ．３−Ｃ）は、基本的には溶体化熱処理のみ施された試料と同様の特徴を示しているが、１２２３Ｋの温度で下部複相熱処理が施されたＮｏ．１及びＮｏ．２の試料（５Ｔａ，６Ｔａ）（図１（３）Ｎｏ．１−Ｃ及び（６）Ｎｏ．２−Ｃ）は、ツイード状組織の４回対称性が崩れる傾向を示していることがわかる。また、下部複相熱処理が施されたＮｏ．３（６．５Ｔａ）の試料（図２（２）Ｎｏ．３−Ｂ及び（３）Ｎｏ．３−Ｃ）は、新たに形成されたと考えられる粗大な板状の第２相も確認された。

一方、図３を参照すると、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料のうち、溶体化熱処理のみ施された試料（図３（１）Ｎｏ．４−Ａ及び（４）Ｎｏ．５−Ａ）は、図１〜２のＮｉ基２重複相組織合金や従来の２重複相組織よりも遥かに微細な（「超微細な」と言ってもよい）２重複相組織で形成されていることがわかる。

例えば、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料とＮｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料を比較すると、いずれの熱処理の場合もＮｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料のほうが超微細な２重複相組織で形成されていることがわかる。
また、図３（１）Ｎｏ．４−Ａと図１７（１）を比較すると、図３（１）Ｎｏ．４−Ａの立方体状（キューブ状）の組織は、その辺の長さが図１７（１）の（Ｎｉ₇₅Ａｌ₈Ｖ_14.5Ｎｂ_2.5）の２重複相組織のおよそ半分以下である。すなわち、図３に示される各試料の組織の大きさは、図１７のそれと比較して数分の1の大きさであることがわかる。（例えば、図１７の試料は、辺の長さが１〜２μｍからなる立方体の組織を有するのに対し、図３（１）Ｎｏ．４−Ａの試料は、辺の長さが０．３〜０．５μｍからなる立方体の組織を有する。）このように、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、特許文献３〜５に記載された２重複相組織よりも、微細な２重複相組織で形成されていることが理解できる。

さらに、図３を参照すると、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料、特に、溶体化熱処理に加えて下部複相熱処理が施された試料（図３（２）Ｎｏ．４−Ｂ、（３）Ｎｏ．４−Ｃ、（５）Ｎｏ．５−Ｂ及び（６）Ｎｏ．５−Ｃ）は、興味深いことにＴａの添加の有無によらず超微細な２重複相組織で形成されていることがわかる。

これらの結果から、２重複相組織の維持及びその大きさにＲｅが関与し、Ｒｅが添加されることにより、２重複相組織が維持されるとともに微細な２重複相組織が形成されることが理解できる。

なお、溶体化熱処理のみ施されたＮｏ．４（３Ｒｅ）の試料は、不均質に分布する、立方体状（キューブ状）に析出した組織が観察された。これに対して、溶体化熱処理に加えて下部複相熱処理が施されたＮｏ．４（３Ｒｅ）の試料は、均質に組織が形成され、このような立方体状の組織は観察されなかった。

（Ｘ線測定）
次に、これらの試料について、Ｘ線測定を行った。図４に、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料の測定結果を示す。図４は、溶体化熱処理及び下部複相熱処理が施されたＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）のＸ線回折プロファイルを示す図である。
図４において、（ａ）〜（ｅ）のグラフは、各熱処理のＸ線回折プロファイルを示し、（ａ）は、溶体化熱処理のみ施された試料（表２の条件Ａ）に、（ｂ）〜（ｅ）は、溶体化熱処理に加えて下部複相熱処理が施された試料（表２の条件Ｃ）に、それぞれ対応している。（ｂ）〜（ｅ）の下部複相熱処理の時間は、（ｂ）が２時間、（ｃ）が５時間、（ｄ）が１０時間、（ｅ）が２４時間である。また、図４において、丸印（黒色の○印）は、Ｌ１₂相（Ｎｉ₃Ａｌ）のＸ線回折ピークの位置を示し、三角印（グレーの△印）は、Ｄ０₂₂相（Ｎｉ₃Ｖ）のＸ線回折ピークの位置を示している。

図４に示すように、いずれの熱処理の試料もＬ１₂相とＤ０₂₂相のピークが観察されたが、これらの相以外の明瞭なピークは観察されず、第２相のピークは認められなかった。
正確な解析には、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）による調査が必要であるが、この結果から、Ｎｏ．５は、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相とで構成されていることがわかる。

（ビッカース硬さ試験）
次に、溶体化熱処理・下部複相熱処理の熱処理された試料について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さは、荷重３００ｇ、５００ｇまたは１ｋｇ、保持時間２０秒で測定し、その測定は、室温の２５℃で行った。表３及び表４にその測定結果を示す。
表３は、１１７３Ｋの温度の下部複相熱処理を施した試料のビッカース硬さを示す表であり、表４は、１２２３Ｋの温度の下部複相熱処理を施した試料のビッカース硬さを示す表である。

また、図５及び図６に、上記ビッカース硬さ試験の測定結果をまとめたグラフを示す。図５及び図６は、表３及び表４の測定結果をグラフ化したものであり、これらの図は、下部複相熱処理が施されたＮｏ．１〜Ｎｏ．５の試料について、下部複相熱処理の時間とビッカース硬さの関係を示すグラフである。図５が１１７３Ｋの温度による下部複相熱処理（表２に示す条件Ｂ）、図６が１２２３Ｋの温度による下部複相熱処理（表２に示す条件Ｃ）にそれぞれ対応し、これら図５及び図６において、溶体化熱処理のみ施された試料のビッカース硬さを左端の軸上に示している。

図５及び図６を参照すると、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料は、いずれの下部複相熱処理（温度：１１７３Ｋ、１２２３Ｋ）においても、ほぼ５時間（１．８×１０⁴秒間）の下部複相熱処理でビッカース硬さの値が緩やかなピークを示し、その後、下部複相熱処理の時間が長くなるとその値が次第に低下する傾向（硬さが軟化する傾向）にあるものの、そのビッカース硬さの値はあまり変動していないことがわかる（下部複相熱処理により明瞭な硬さの変化が見られない）。

一方、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、数時間の下部複相熱処理でビッカース硬さの値が著しく上昇している（図５及び図６参照）。例えば、５時間（１．８×１０⁴秒間）、１１７３Ｋの下部複相熱処理により、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）の試料は、約１３０ＨＶもビッカース硬さの値が上昇し、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は約１４０ＨＶもビッカース硬さの値が上昇している。

このように、図５及び図６を参照すると、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）及びＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、下部複相熱処理が施されることにより、ビッカース硬さの値が高い値を示すことがわかる。

例えば、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）の試料は、１１７３Ｋ、１２２３Ｋのいずれの下部複相熱処理でも短時間（５〜１０時間又は５時間以内、すなわち１．８×１０⁴〜３．６×１０⁴秒間又は１．８×１０⁴秒間以内）で著しく硬さが上昇し、特に１１７３Ｋの下部複相熱処理で顕著である。具体的には、Ｎｏ．４（３Ｒｅ）の試料は、１１７３Ｋの温度で５〜１０時間（１．８×１０⁴〜３．６×１０⁴秒間）、下部複相熱処理が施されることにより、約６６０ＨＶの硬さを示すようになっている。この硬さは、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料よりも優れている。この実験結果から、Ｒｅが添加された試料に対する下部複相熱処理は、１２２３Ｋよりも１１７３Ｋの温度が好ましく、その処理時間は、５〜１０時間が好ましいことがわかる。

また、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、溶体化熱処理のみ施した場合でも６６０ＨＶという高い値を示すが、短時間の下部複相熱処理でその値は顕著に上昇し、８００ＨＶを超える値を示している。ビッカース硬さの値が最高値となる下部複相熱処理の時間は、温度によって相違するものの、１１７３Ｋ、１２２３Ｋのいずれの下部複相熱処理でも８００ＨＶを超える値に達している（ビッカース硬さの値が１４０〜１５０ＨＶ上昇している。）。この実験結果から、Ｒｅ及びＴａが添加された試料に対する下部複相熱処理は、１１７３Ｋ、１２２３Ｋのいずれの温度も好ましく、その処理時間は、短時間（２時間〜）でもよいことがわかる。

ところで、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、下部複相熱処理が長時間に及ぶと、その硬さが微減する傾向にあり、２４時間の下部複相熱処理で、８００ＨＶをわずかに下回り（７８０〜７９０ＨＶ）、ビッカース硬さの最高値と比較してわずかであるが、その値は減少している（１１７３Ｋで約１０ＨＶ減少し、１２２３Ｋで約２０ＨＶ減少している）。

しかしながら、２４時間（８．６４×１０⁴秒間）の下部複相熱処理が施されたＮｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、８００ＨＶ近い値を示し、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）のいずれの熱処理条件の試料よりもその硬さが優れていることがわかる。溶体化熱処理のみ施した試料であっても、その硬さはＮｏ．１〜Ｎｏ．３（５Ｔａ，６Ｔａ，６．５Ｔａ）の試料を上回っている。

これらの結果から、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、熱処理が施されることにより、ビッカース硬さの値が高い値を示すことがわかる。すなわち、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、その熱処理が溶体化熱処理のみでも優れた硬さを示し、溶体化熱処理に加えて時効熱処理を施すと、より優れた硬さを示すことがわかる。

また、特許文献と比較しても、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料の硬さが優れていることが理解できる。例えば、特許文献４に記載されたＮｉ基２重複相金属間化合物合金が５００〜６５０ＨＶ付近の値であるので、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料のビッカース硬さは、この特許文献の合金を約１００ＨＶ以上も上回るものであり、驚異的な硬さであることが理解できる。
また、特許文献５のプラズマ浸炭したＮｉ基２重複相金属間化合物合金はその表面層（表面の数十ミクロン）で８００ＨＶレベルの硬さであるが、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、試料全体がこれに匹敵する硬さである。このように、Ｎｏ．５（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料が優れた硬さ特性を示している。

（効果実証実験２）
次に、効果実証実験２を行った。効果実証実験２では，鋳造材を作製し、鋳造材に溶体化熱処理及び下部複相熱処理（上記の時効熱処理に相当する）を施してＮｉ基２重複相金属間化合物合金を作製し、作製された合金について、硬さ測定を行って、その特性を調べた。

まず、表５のＮｏ．６〜Ｎｏ．１２に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｔａ，Ｒｅの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＢを溶解、凝固することによって鋳造材を作製した。
Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１１の試料は、効果実証実験１と同様にアーク溶解法により溶解、鋳造してインゴット（直径３０〜５０ｍｍφの小型ボタン状の合金）を作製した。また、Ｎｏ．１２の試料は、セラミックモールド法により、鋳造してインゴット（直径約１６．５ｍｍφ×長さ約１５０ｍｍ）を作製した。

なお、表５において、Ｎｏ．６，Ｎｏ．９及びＮｏ．１０の試料が比較例であり、これらはＲｅが添加されていない試料である。また、表５において、Ｎｏ．７及びＮｏ．８並びにＮｏ．１１及びＮｏ．１２の試料が本発明の実施例であり、Ｒｅが添加されている試料である。（試料の名称は、上記効果実証実験１と同様であるが、Ｔａが５ａｔ．％添加された試料は、上記効果実証実験１の「５Ｔａ」とそのＡｌ及びＶの含有量が異なるので、「５Ｔａ^*」と記載している。また、Ｔａ及びＲｅが添加されていない試料は「無添加」と記載している。）
また、表５におけるＢの割合は、表１の効果実証実験１と同様にＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂを含む合計１００ａｔ．％の組成に対する数値である。

次に、アーク溶解法により作製された鋳造材（Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１１）に対して１５５３Ｋ×５時間の溶体化熱処理を施し、その後水冷した。
なお、Ｎｏ．１２の試料は、セラミックモールド法で鋳造するときに徐冷され、初析Ｌ１₂相とＡ１相とが共存する温度及びＡ１相がＬ１₂相とＤ０₂₂相とに分離する共析温度以下の温度に長い時間さらされているので、Ｎｏ．１２の試料に対する上記溶体化熱処理は省略した（以下、溶体化熱処理を省略した試料を鋳造後試料という）。

次に、作製された鋳造材をＥＤＭ（放電加工：ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｍａｃｈｉｎｉｎｇ）でスライスして試験片（約１０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍ）を作製した。そして、下部複相熱処理の影響を調べるため、得られた試験片（Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１２）の一部に対して、１１２３Ｋの温度で５時間の下部複相熱処理、又は１２２３Ｋの温度で５時間の下部複相熱処理を施し、その後水焼き入れを行った。これにより、溶体化熱処理のみが施された試料（Ｎｏ．１２の試料は鋳造後試料）と、溶体化熱処理及び下部複相熱処理が施された試料（Ｎｏ．１２の試料は下部複相熱処理のみ施された試料）を作製した。

次に、上記の溶体化熱処理・下部複相熱処理が施された試料について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さは、荷重１ｋｇ、保持時間１０秒で測定し、その測定は、室温の２５℃で行った。表６にその測定結果を示す。表６は、各熱処理の条件と、その熱処理が施された試料のビッカース硬さを示す表である。

また、図７に、上記ビッカース硬さ試験の測定結果をまとめたグラフを示す。図７は、表６の測定結果をグラフ化したものであり、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１２の試料について、下部複相熱処理の条件とビッカース硬さの関係を示すグラフである。横軸の「溶体化熱処理後／鋳造後」は、溶体化熱処理のみを行った場合を示し（Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１２の試料のうちＮｏ．１２の試料は鋳造後の状態を示し）、「１１２３−５ｈ」又は「１２２３−５ｈ」は、溶体化熱処理後、さらに１１２３Ｋの温度で５時間、又は１２２３Ｋの温度で５時間の下部複相熱処理を行った場合を示している。

図７を参照すると、Ｎｏ．７（２Ｒｅ）及びＮｏ．８（５Ｒｅ）、並びにＮｏ．１１（５Ｔａ５Ｒｅ）及びＮｏ．１２（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料は、いずれの処理であってもＴａ及びＲｅが添加されていないＮｏ．６（無添加）の試料よりもビッカース硬さの値が高いことがわかる。例えば、Ｎｏ．７（２Ｒｅ）及びＮｏ．８（５Ｒｅ）の試料は、Ｎｏ．６の試料よりもビッカース硬さの値が約７０〜８０Ｈｖ高く、この結果から、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ及びＢの組成にＲｅを添加することによりビッカース硬さが改善されることがわかる。

また、図７を参照すると、これらのＲｅが添加された試料（Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１及びＮｏ．１２）は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ及びＢにＴａのみが添加された試料（Ｎｏ．９及びＮｏ．１０）と同等かそれ以上のビッカース硬さを示すことがわかる。特に、Ｔａ及びＲｅが添加されている試料（Ｎｏ．１１（５Ｔａ５Ｒｅ）及びＮｏ．１２（５Ｔａ３Ｒｅ）の試料）は、Ｔａのみが添加された試料よりも、そのビッカース硬さの値が大幅に高い値を示している。この結果から、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ及びＢの組成にＲｅを添加すると、Ｔａを添加する場合と同様にビッカース硬さが改善され、さらにＲｅに加えてＴａを添加すると、ビッカース硬さが顕著に上昇することがわかる。

さらに、図７を参照すると、これらのＲｅが添加された試料（Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１及びＮｏ．１２）は、Ｒｅが添加されていない試料（Ｎｏ．６）やＴａのみが添加された試料（Ｎｏ．９及びＮｏ．１０）と異なり、下部複相熱処理を施すことにより、そのビッカース硬さの値が上昇することがわかる。いずれの温度の下部複相熱処理でもそのビッカース硬さの値が上昇しているが、特に、１１２３Ｋの下部複相熱処理の場合、いずれのＲｅが添加された試料でも、そのビッカース硬さが大幅に高くなっている。また、Ｔａ及びＲｅが添加されている試料（Ｎｏ．１１及びＮｏ．１２）の場合、いずれの温度の下部複相熱処理でも、そのビッカース硬さが高くなる傾向にあることがわかる。

（効果実証実験３）
次に、効果実証実験１の溶体化熱処理及び下部複相熱処理について、試料の組織への影響を詳細に観察するため、効果実証実験１と同様の方法で作製したＮｏ．４及びＮｏ．５について、その組織観察を行った。

また、表７に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｔａ，Ｒｅの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＢを溶解、凝固することによってＮｏ．１３の試料を作製し、この試料を比較例として、その組織観察も行った。

なお、Ｎｏ．１３の試料は、効果実証実験１及び２と同様にして鋳造し、このＮｏ．１３の試料を含む各試料（Ｎｏ．４，Ｎｏ．５及びＮｏ．１３）の溶体化熱処理及び下部複相熱処理は、効果実証実験１の条件Ａ及びＣ（下部複相熱処理は１２２３Ｋ、２時間）で行った。

その結果を図８〜図１６に示す。図８〜図１６は、Ｎｏ．４，Ｎｏ．５及びＮｏ．１３の試料のＳＥＭ写真である。図８〜図１０は、溶体化熱処理が施された各試料、図１１〜図１３は、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２時間）が施された各試料、図１４〜図１６は、溶体化熱処理及び下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ、時間：２４時間）が施された各試料の写真である。図８〜図１６の各図において、（１）及び（２）が２次電子像（ＳＥＩ：ｓｅｃｏｎｄａｒｙ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｉｍａｇｅ）であり、（３）及び（４）が反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ：ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｌ ｉｍａｇｅ）であり、（１）及び（３）が倍率５０００倍、（２）及び（４）が倍率２５０００倍の写真である。

図８〜図１０を参照すると、溶体化処理のみを施された試料はいずれも２重複相組織が形成されていることがわかる。すなわち、図１７（１）に示す２重複相組織と同様に、サブミクロンサイズの初析Ｌ１₂相と、この初析Ｌ１₂相間に形成されたナノレベルの組織（共析組織）とで構成されていることがわかる。

また、図１１〜図１３を参照すると、溶体化処理に加えて２時間の下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ）が施されても、Ｎｏ．１３の試料は、その組織はほとんど変化せず、２重複相組織を維持していることがわかる。一方、Ｒｅが添加された試料、すなわちＮｏ．４及びＮｏ．５の試料は、溶体化処理に加えて２時間の下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ）が施されると、針状の第２相粒子が主として初析Ｌ１₂相間の共析組織中に形成されていることがわかる（図１１（４）及び図１２（４）の白い針状の組織）。

さらに、図１４〜図１６を参照すると、図１１〜図１３と同様の現象が観察されることがわかる。下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ）の処理時間が２時間から２４時間に延びても、Ｎｏ．１３の試料は、その組織がほとんど変化しないが、Ｒｅが添加された試料、すなわちＮｏ．４及びＮｏ．５の試料は、下部複相熱処理（温度：１２２３Ｋ）の処理時間が延びると、図１１〜図１３で観察された第２相（針状粒子）がより明瞭に観察できることがわかる（針状粒子が粗大化している）。

これらの結果から、Ｒｅが添加された試料（Ｎｏ．４及びＮｏ．５）は、下部複相熱処理により初析Ｌ１₂相の間に形成された共析組織中に、針状の第２相粒子が形成されていることがわかる。このような組織の変化がビッカース硬さの変化に関与していると推定される。

本発明によれば、優れた硬さを示すＮｉ基金属間化合物合金が提供される。また、このＮｉ基金属間化合物合金は、時効熱処理によりその硬さが向上し、高温でも優れた硬さを示す。このため、このＮｉ基金属間化合物合金は、耐熱ボルト、ジェットエンジンやガスタービンのような高温機械構造物の材料としても有用である。

Claims (10)

1. Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：５〜１２原子％、Ｖ：１１〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含み、残部が不可避不純物からなる成分組成を有し、
   初析Ｌ１₂相と（Ｌ１₂＋Ｄ０₂₂）共析組織との２重複相組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
2. Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：８〜１２原子％、Ｖ：１３〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含む請求項１に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
3. Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：５〜９原子％、Ｖ：１１〜１５原子％、Ｔａ：３〜７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含む請求項１に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
4. 前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅ又は、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｒｅ及びＴａを含む合計１００原子％の組成の合計質量に対して１０〜１０００質量ｐｐｍのＢをさらに含む請求項１〜３のいずれか１つに記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
5. Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：５〜１２原子％、Ｖ：１１〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含み、残部が不可避不純物からなる成分組成を有する溶湯を徐冷して鋳造する工程を含む、
   初析Ｌ１ ₂ 相と（Ｌ１ ₂ ＋Ｄ０ ₂₂ ）共析組織との２重複相組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
6. 鋳造後、１５０３〜１６０３Ｋの溶体化熱処理を行う請求項５に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
7. 溶体化熱処理後、１０７３〜１２７３Ｋの時効熱処理を行う請求項６に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
8. 前記溶湯が、Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：８〜１２原子％、Ｖ：１３〜１７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含む請求項５〜７のいずれか１つに記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
9. 前記溶湯が、Ｎｉを主成分とし、かつ
   Ａｌ：５〜９原子％、Ｖ：１１〜１５原子％、Ｔａ：３〜７原子％、Ｒｅ：１〜５原子％を含む請求項５〜７のいずれか１つに記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
10. 前記溶湯が、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ及びＲｅ又は、前記含有量のＮｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｒｅ及びＴａ、を含む合計１００原子％の組成の合計質量に対して１０〜１０００質量ｐｐｍのＢをさらに含む請求項５〜９のいずれか１つに記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。