JP6011946B2 - ニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法 - Google Patents

Description

第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法に関する。

ニッケル固溶体相のマトリクスにニッケル基金属間化合物等の金属間化合物を析出させたニッケル基超合金は、優れた高温強度、耐摩耗性を有する材料として広く用いられている。

しかし、例えば、エネルギー効率向上を目的に発電タービン等の熱機関および航空機等のエンジンに用いる部品をより高い温度で使用したい、または、例えば部品の高寿命化を意図して高温でより長い時間使用したいとの要望が増加しており、ニッケル基超合金よりも優れた高温強度を有する材料への要望が強くなっている。

このような、要望に応えるべく、本願発明者らは、例えば特許文献１に示されるようにＬ１_２型の結晶構造を有するニッケル基金属間化合物から成る初析相と、Ｌ１_２型の結晶構造を有するニッケル基金属間化合物とＤ０_２２型の結晶構造を有するニッケル基金属間化合物とから成る共析相と、から成る２重複相組織を有する材料を開発した。
特許文献１に示す２重複相組織（定義等は後述）は、上述の通り初析相および共析相の両方がニッケル基の金属間化合物から成ることから、極めて優れた耐熱性を有している。

国際公開ＷＯ２００７／０８６１８５号公報

しかし、従来の２重複相組織を有する材料は、溶製材として作製されるため、アーク溶解等を用いて高温に加熱して鋳造材を得る必要があり、高温の液相から鋳造するために、喩え精密鋳造を実施しても熱収縮等の影響で所望の形状を得ることができず、鋳造後、更に切断加工および切削加工等の加工を行う必要があるという問題があった。
さらに、溶解鋳造法で作製した鋳塊は凝固組織となるため、全体に結晶粒径が粗大で、かつ製品部位によって結晶粒形状や粒径が不均一であり、材料強度や延性、靱性にバラツキが生じやすいという問題もある。このため、折角、優れた耐熱性を有するにも関わらず、上述のニッケル基超合金等を代替する耐熱合金以外の用途についてほとんど検討されていなかった。

そこで、本発明は、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有し、かつ得られた２重複相組織が均一で高い強度を有する材料を提供すること、および同材料をより優れた寸法精度（ニアネットシェイプ）で製造できる方法を提供することを目的とする。
さらに、本願発明は２重複相組織と、窒化物、炭化物、炭窒化物、酸化物および硼化物から選択される１種以上を含む粒子（硬質粒子）と、を複合させることにより、より強度の高い複合材料およびその製造方法を提供することも目的とする

本願発明の態様１は、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、前記第１のニッケル基金属間化合物と該第１のニッケル基金属間化合物と異なる第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相、とを含んで成る２重複相組織を含み、該２重複相組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様２は、前記第１のニッケル基金属間化合物がＬ１_２型の結晶構造を有し、第２のニッケル基金属間化合物がＤ０_２２型の結晶構造を有し、前記２重複相組織が、５０ａｔ％以上のニッケル（Ｎｉ）と、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウム（Ｖ）と、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブ（Ｎｂ）とを含有することを特徴とする態様１に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様３は、前記第１のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ａｌまたはニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌであり、前記第２のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ｖまたはニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖであることを特徴とする態様２に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様４は、前記２重複相組織が、タンタル（Ｔａ）：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン（Ｗ）：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム（Ｃｒ）：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト（Ｃｏ）：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン（Ｔｉ）：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム（Ｒｅ）：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（Ｃ、炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする態様１〜３の何れかに記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様５は、前記２重複相組織が、更にボロン（Ｂ）を含み、該ボロンの含有量が前記２重複相組織のボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする態様１〜４のいずれかに記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様６は、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、アルミニウム（Ａｌ）およびイットリウム（Ｙ）からなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を更に含むことを特徴とする態様１〜５のいずれかに記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様７は、前記炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物が前記２重複相組織中に分散していることを特徴とする態様６に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料である。

本願発明の態様８は、５０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する混合粉末または合金粉末を準備する粉末準備工程と、前記混合粉末または合金粉末に圧力を付与した状態で、前記混合粉末または合金粉末を加熱し焼結する焼結工程と、を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法である。

本願発明の態様９は、前記焼結工程の前に、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を含む粒子と、前記混合粉末または合金粉末と、を混合する工程を更に含むことを特徴とする態様８に記載の製造方法である。

本願発明の態様１０は、前記混合粉末または合金粉末が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする態様８または９に記載の製造方法である。

本願発明の態様１１は、前記混合粉末または合金粉末が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする態様８〜１０のいずれか１項に記載の製造方法である。

本願発明の態様１２は、５０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する母材と、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物とを用いて、少なくとも前記母材が溶融した溶融金属を得る溶融工程と、前記溶融金属をアトマイズして、ニッケル基合金マトリクス中にチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を有するアトマイズ粉末を得るアトマイズ工程と、前記アトマイズ粉末に圧力を付与した状態で、前記アトマイズ粉末を加熱し焼結する焼結工程と、を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法である。

本願発明の態様１３は、前記母材が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする態様１２に記載の製造方法である。

本願発明の態様１４は、前記母材が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする態様１２または１３に記載の製造方法である。

このように、本願発明により、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を含み、高い強度を有するニッケル基金属間化合物複合焼結材料を提供することができる。
また、本願発明に係るニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、平均結晶粒径が５０μｍ以下と微細であり、その結晶粒は均一な２重複相組織となっている。
また、本願発明に係るニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法は、より高い寸法精度でニッケル基金属間化合物複合焼結材料を製造することができる。
さらに、２重複相組織と、窒化物、炭化物、炭窒化物、酸化物および硼化物から選択される１種以上を含む粒子（硬質粒子）と、を複合させることにより、より高い強度を有するニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法を提供することも可能となる。

１１００℃（１３７３Ｋ）におけるＮｉ_３Ａｌ−Ｎｉ_３Ｎｂ−Ｎｉ_３Ｖ疑３元系状態図である。 図１に示す３元系状態図のＮｂ量２．５ａｔ％における縦断面状態図である。 得られた混合粉末の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像であり、図３（ａ）は実施例１−１のＳＥＭ像であり、図３（ｂ）は実施例１−２のＳＥＭ像であり、図３（ｃ）は実施例１−３のＳＥＭ像である。 得られた分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図４（ａ）は実施例１−１の光学顕微鏡写真であり、図４（ｂ）は実施例１−２の光学顕微鏡写真であり、図４（ｃ）は実施例１−３の光学顕微鏡写真である。 Ｘ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図５（ａ）は実施例１−１のＸ線回折結果を示し、図５（ｂ）は実施例１−２のＸ線回折結果を示し、図５（ｃ）は実施例１−３のＸ線回折結果を示す。 得られたサンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。 硬質粒子を含有した焼結用粉末の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像であり、図７（ａ）は実施例１−４のＳＥＭ像であり、図７（ｂ）は実施例１−５のＳＥＭ像であり、図７（ｃ）は実施例１−６のＳＥＭ像であり、図７（ｄ）は実施例１−７のＳＥＭ像であり、図７（ｅ）は実施例１−８のＳＥＭ像である。 硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図８（ａ）は実施例１−４の光学顕微鏡写真であり、図８（ｂ）は実施例１−５の光学顕微鏡写真であり、図８（ｃ）は実施例１−６の光学顕微鏡写真であり、図８（ｄ）は実施例１−７の光学顕微鏡写真であり、図８（ｅ）は実施例１−８の光学顕微鏡写真である。 実施例１−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図９（ａ）は焼結後サンプルのＳＥＭ像であり、図９（ｂ）は焼結後サンプルの高倍率でのＳＥＭ像であり、図９（ｃ）は熱処理後サンプルのＳＥＭ像であり、図９（ｄ）は熱処理後サンプルの高倍率でのＳＥＭ像である。 Ｘ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図１０（ａ）はＴｉＣを含まない実施例１−２のＸ線回折結果を再度示し、図１０（ｂ）は実施例１−４のＸ線回折結果を示し、図１０（ｃ）は実施例１−５のＸ線回折結果を示し、図１０（ｄ）は実施例１−６のＸ線回折結果を示し、図１０（ｅ）は実施例１−７のＸ線回折結果を示し、図１０（ｆ）は実施例１−８のＸ線回折結果を示す。 サンプル１−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料のＸ線回折（ＣｕＫα）結果をより詳細に示し、図１１（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１１（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。 実施例１−６および１−８の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。また、実施例１−２の結果も比較のため記載した。 得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１３（ａ）は実施例２−１のＳＥＭ像であり、図１３（ｂ）は、実施例２−１の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１３（ｃ）は実施例２−２のＳＥＭ像であり、図１３（ｄ）は実施例２−２の高倍率でのＳＥＭ像である。 得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料の熱処理後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１４（ａ）は実施例２−１のＳＥＭ像であり、図１４（ｂ）は、実施例２−１の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１４（ｃ）は実施例２−２のＳＥＭ像であり、図１４（ｄ）は実施例２−２の高倍率でのＳＥＭ像である。 実施例２−１のＸ線回折結果を示し、図１５（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１５（ｂ）は熱処理後のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。 図１６は実施例２−２のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図１６（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１６（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。 結晶方位解析を行い得たパターンクオリティマップの例であり、図１７（ａ）は実施例２−１の例を示し、図１７（ｂ）は実施例２−２の例を示す。 実施例２−１および２−２の焼結後および熱処理後の硬さＨＶ１を示す。 図１９は、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１９（ａ）は実施例２−３のＳＥＭ像であり、図１９（ｂ）は、実施例２−３の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１９（ｃ）は実施例２−４のＳＥＭ像であり、図１９（ｄ）は実施例２−４の高倍率でのＳＥＭ像である。 得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の熱処理後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図２０（ａ）は実施例２−３のＳＥＭ像であり、図２０（ｂ）は、実施例２−３の高倍率でのＳＥＭ像であり、図２０（ｃ）は実施例２−４のＳＥＭ像であり、図２０（ｄ）は実施例２−４の高倍率でのＳＥＭ像である。 実施例２−３のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図２１（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図２１（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。 実施例２−４のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図２２（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図２２（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。 実施例２−３および２−４の焼結後および熱処理後の硬さＨＶ１を示す。 アトマイズ粉末のＳＥＭ像であり、図２４（ａ）は実施例３−１のアトマイズ粉末を示し、図２４（ｂ）は実施例３−２のアトマイズ粉末を示し、図２４（ｃ）は実施例３−３のアトマイズ粉末を示す。 アトマイズ粉末の粒度分布測定結果を示すグラフであり、図２５（ａ）は実施例３−１のアトマイズ粉末を示し、図２５（ｂ）は実施例３−２のアトマイズ粉末を示し、図２５（ｃ）は実施例３−３のアトマイズ粉末を示す。 アトマイズ粉末のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。図２６（ａ）は実施例３−１のＸ線回折結果を示し、図２６（ｂ）は実施例３−２のＸ線回折結果を示し、図２６（ｃ）は実施例３−３のＸ線回折結果を示す。また図２６の下部にはＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖのピーク位置を示した。 ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図２７（ａ）は実施例３−１Ａの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｂ）は実施例３−１Ｂの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｃ）は実施例３−２Ａの光学顕微鏡写真であり、 図２７（ｄ）は実施例３−２Ｂの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｅ）は実施例３−３Ａの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｆ）は実施例３−３Ｂの光学顕微鏡写真である。 実施例３−２Ａと実施例３−２ＢのＳＥＭ像であり、図２８（ａ）は実施例３−２ＡのＳＥＭ像であり、図２８（ｂ）は、実施例３−２Ａの高倍率でのＳＥＭ像であり、図２８（ｃ）は実施例３−２ＢのＳＥＭ像であり、図２８（ｄ）は実施例３−２Ｂの高倍率でのＳＥＭ像である。 実施例３−３Ａと実施例３−３ＢのＳＥＭ像であり、図２９（ａ）は実施例３−３ＡのＳＥＭ像であり、図２９（ｂ）は、実施例３−３Ａの高倍率でのＳＥＭ像であり、図２９（ｃ）は実施例３−３ＢのＳＥＭ像であり、図２９（ｄ）は実施例３−３Ｂの高倍率でのＳＥＭ像である。 Ｘ線回折結果を示し、図３０（ａ）は実施例３−１ＡのＸ線回折結果を示し、図３０（ｂ）は実施例３−２ＡのＸ線回折結果を示し、図３０（ｃ）は実施例３−３ＡのＸ線回折結果を示す。 図３１（ａ）は、実施例３−１Ａ、３−２Ａおよび３−３Ａの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフであり、図３１（ｂ）は、実施例３−１Ｂ、３−２Ｂおよび３−３Ｂの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。 実施例３−４〜３−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図３２（ａ）は実施例３−４の光学顕微鏡写真であり、図３２（ｂ）は実施例３−５の光学顕微鏡写真であり、図３２（ｃ）は実施例３−６の光学顕微鏡写真である。 得られた実施例３−４および３−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３３（ａ）は実施例３−４のＳＥＭ像であり、図３３（ｂ）は実施例３−４のより高倍率のＳＥＭ像であり、図３３（ｃ）は実施例３−６のＳＥＭ像であり、図３３（ｄ）は実施例３−６のより高倍率のＳＥＭ像である。 得られた実施例３−７および３−８に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３４（ａ）は実施例３−７のＳＥＭ像であり、図３４（ｂ）は実施例３−７のより高倍率のＳＥＭ像であり、図３４（ｃ）は実施例３−８のＳＥＭ像であり、図３４（ｄ）は実施例３−８のより高倍率のＳＥＭ像である。 実施例３−４〜３−６の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。 実施例３−７および３−８の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。 ２重複相組織の透過型電子顕微鏡観察結果を例示しており、図３７（ａ）は２重複相組織の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示し、図３７（ｂ）は、図３７（ａ）中の丸で囲んだ領域から得た制限視野電子線回折像を示し、図３７（ｃ）は、２重複相組織の別の電子顕微鏡像を示す。 得られた分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３８（ａ）は実施例１−１のＳＥＭ像であり、図３８（ｂ）は実施例１−１のより高い倍率のＳＥＭ像である。 実施例４に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図３９（ａ）は実施例４−１の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｂ）は実施例４−２の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｃ）は実施例４−３の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｄ）は実施例４−４の光学顕微鏡写真である。 実施例４−１〜４−３サンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。 実施例５−１〜５−６サンプル（焼結体）の室温硬度ＨＶ１を示すグラフである。 実施例６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図４２（ａ）は実施例６−１の光学顕微鏡写真であり、図４２（ｂ）は実施例６−２の光学顕微鏡写真である。 実施例６−１サンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。

以下、図面に基づいて本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、以下の説明では、必要に応じて特定の方向や位置を示す用語（例えば、「上」、「下」及びそれらの用語を含む別の用語）を用いるが、それらの用語の使用は図面を参照した発明の理解を容易にするためであって、それらの用語の意味によって本発明の技術的範囲が制限されるものではない。また、複数の図面に表れる同一符号の部分は同一の部分又は部材を示す。

本願発明者らは、鋭意検討した結果、詳細を後述するように、焼結法（粉末冶金法）、より詳細には加圧下で焼結を行う焼結法を用いることで、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料を得ることができることを見出した。
すなわち、このような焼結法を用いることで、目的とする組成（得ようとする材料全体での組成）を有する鋳造材を得ることなく、目的とするニッケル基２重複相組織を有する複合材料をニアネットシェイプで得ることができることを見出した。

さらに、本願発明者らはこのような焼結法により得た、２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、同様な２重複相組織を有する溶製材と比べ、平均結晶粒径が例えば５０μｍ以下と顕著に小さく、従って溶製材において容易に生じ得る結晶粒粗大化が抑制されることにより均一な２重複相組織粒を得ることができることを見出した。
以下にこれを実施形態１として説明する。

さらに本願発明者らは、上述の加圧下での焼結を行う際に、炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物および硼化物から選択される少なくとも１種を添加することで、２重複相組織とこれら炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物および／または硼化物が複合した高強度の複合材料を得ることができることを見出した。
以下にこれを実施形態２として説明する。

以下、本願発明の実施形態１および２に係る、２重複相組織を有するニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法について詳述するが、その前に本明細書で用いるいくつかの用語の意味について明らかにしておく。

用語「２重複相組織」とは、初析相と共析相とを含んで成る組織であって、初析相は、第１の金属間化合物を含み、共析相は、該第１の金属間化合物と該第１の金属間化合物と異なる種類の（異なる結晶構造および／または組成を有する）第２の金属間化合物とを含んでいる。
図３７は、２重複相組織の透過型電子顕微鏡観察結果を例示しており、図３７（ａ）は２重複相組織の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示し、図３７（ｂ）は、図３７（ａ）中の丸で囲んだ領域から得た制限視野電子線回折像を示し、図３７（ｃ）は、２重複相組織の別の電子顕微鏡像を示す。
図３７の例では、２重複相組織は、図３７（ａ）および図３７（ｃ）に示されるように、透過電子顕微鏡像において４角形状を有する初析相１と初析相１の間の隙間（以下、「チャンネル部」という場合がある）を埋めるように形成されている共析相３とより成る。

第１の金属間化合物および第２の金属間化合物の同定は、Ｘ線回折および電子線回折を含む既知の各種方法を用いて行ってよい。
図３７（ｂ）に示す電子回折像から、図３７に示す共析相３は、金属間化合物Ｎｉ_３ＡｌとＤ０_２２型の結晶構造を有する金属間化合物Ｎｉ_３Ｖとから成ることが判っている。また、同様に電子線回折を行って図３７に示す初析相１は、Ｌ１_２型の結晶構造を有する金属間化合物Ｎｉ_３Ａｌより成ることが判っている。
共析相３では、Ｎｉ_３Ｖは層状に形成されたラメラ状の組織（バリアント組織）となっており、観察の条件等に依存するが、ラメラ状の状態を図３７（ｃ）のように観察できる場合がある。

以上から判るように、図３７の例では、第１の金属間化合物がＮｉ_３Ａｌ（一部が他の元素により置換されている場合も含む）であり、第２の金属間化合物がＮｉ_３Ｖ（一部が他の元素により置換されている場合も含む）となっている。

次に用語「ニッケル基」とは、含有されるそれぞれの元素の中でニッケルの量が最も多いことを意味し、好ましくは原子比（ａｔ％）で５０％以上のＮｉを含み、より好ましくは原子比（ａｔ％）で６０％以上のＮｉを含む。
本明細書においては、「ニッケル基金属間化合物複合焼結材料」とは、金属間化合物を含んで成る焼結材料を意味し、焼結材料全体の組成において、含有されるそれぞれの元素の中でニッケルの量が最も多いことを意味し、好ましくは原子比（ａｔ％）で５０％以上のＮｉを含み、より好ましくは原子比（ａｔ％）で６０％以上のＮｉを含む。
また「ニッケル基金属間化合物」とは、含有されるそれぞれの元素の中でニッケルの量が最も多い金属間化合物を意味し、好ましくは原子比（ａｔ％）で５０％以上のＮｉを含み、より好ましくは原子比（ａｔ％）で６０％以上のＮｉを含む。

本明細書において用いる用語「平均結晶粒径」とは、組織写真等から切片法により測定した平均結晶粒径を意味する。切片法による測定の具体例は、後述する実施例に示す。

以下、本願発明に係る、２重複相組織を有するニッケル基金属間化合物複合焼結材料について詳述する。

Ａ．実施形態１
１．焼結用粉末
（１）焼結用粉末の形態
上述のように、本願発明は、加圧下で焼結を行う焼結法を用いることを特徴の１つとしていることから、焼結の前に所定の組成を有する焼結用粉末を作製する。
焼結用粉末は、例えば、ニッケル粉末、アルミニウム粉末、バナジウム粉末、ニオブ粉末、タンタル粉末およびボロン粉末等の元素粉末を原料粉末とし、これらを混合した混合粉末であってもよい。これらの原料粉末は、全体としてその組成が、本願発明に係る所定の範囲内であれば、単一の粉末が２種類以上の元素を含有する合金粉末を含んでよい。
また、所定の組成を有する溶湯（溶融合金）をアトマイズする等により得た合金粉末であってよい。さらには、元素粉末と合金粉末とを混合した混合粉末であってもよい。

これらの中でもアトマイズ粉末が好ましい。アトマイズ粉末を用いることでより確実に２重複相組織を得られるとともに、得られた複合材料の硬さを溶製材と同等レベルまで高くすることができるからである。
アトマイズ粉末を作製する際の好ましい条件は、不活性ガス雰囲気中１４００〜１８００℃で溶融させた溶湯を滴下し、そこへ３０〜１００ｋｇ／ｃｍ^２の圧力で不活性ガスを吹き付けることが好ましい。
なお、焼結用粉末の粒子径は、任意の粒子径を有してよい。
混合粉末を得る際の原料粉末の混合は、乳鉢と乳棒等当該技術分野で用いられる任意の方法を用いてよいが、好ましくはボールミルを用いて混合する。ボールミルは、より均一に原料粉末を分散・混合できるためである。
なお、ボールミルを用いた好適な混合条件として、遊星型ボールミル使用し、質量比で粉末１に対し、ボール１０〜５０の比率となるようにボールを配置し、乾式で混合することを例示できる。またボールミルは窒素ガスまたはアルゴンガスのような不活性ガス雰囲気中で実施するのが好ましい。混合中に粉末が酸化するのを防止できるからである。
また、乾式で混合することに代えて、アルコール等の媒液を用いて、湿式混合を行ってもよい。

（２）焼結用粉末の組成
焼結用粉末の組成は、詳細を後述する焼結後または焼結後に必要に応じて適宜実施する熱処理により、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を形成可能な任意の組成を有してよい。
好ましい２重複相組織の例として、上述のように第１のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ａｌであり、第２のニッケル基金属間化合物Ｎｉ_３Ｖであり、初析相がＮｉ_３Ａｌを含み、共析相がＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含む２重複相組織を挙げることができる。
以下この２重複相組織を「Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織」という場合がある。
なお、本明細書において、金属間化合物Ｎｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖは、それぞれ、置換型元素および侵入型元素のようなニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌ金属間化合物およびニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖ金属間化合物を含む。

また、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を有する本願発明に係る焼結体は、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相を含んでよい。このような相としてＤ０_ａの結晶構造を有するＮｉ_３ＮｂおよびＮｉ_３Ｔａの少なくとも一方を例示できる。
このようなＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相が存在していても、少量であれば、機械的性質等の特性に及ぼす影響は限定的である。また、用途によっては、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相がある程度の量で存在していても問題とならない場合、または好ましい場合がある。
しかし、上述のように、本願発明に係る２重複相組織はＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織に限定されるものではない。

・焼結用粉末の好ましい組成
Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得るために、焼結用粉末は、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウム（Ｖ）と、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブＮｂを含有することが好ましい。
この場合、残部がニッケルと不可避的不純物であってよいし、また、ニッケルが５０ａｔ％以上、含有されている限り他の成分を含んでもよい。
このような、他の成分としてタンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、タングステン（Ｗ）、クロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、レニウム（Ｒｅ）およびカーボン（Ｃ）から成る群から選択される１以上の元素を例示できる。
この場合、それぞれの元素の含有量の好ましい範囲を考慮すると、Ｔａ：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、Ｗ：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、Ｃｒ：１２ａｔ（０ａｔ％を含まず）およびＣｏ：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、Ｔｉ：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、Ｒｅ：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびＣ：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を含有してよい。ボロン（Ｂ）については、ボロン以外の元素の合計質量（質量で示した合計含有量）に対して１０〜１０００重量ｐｐｍの範囲（すなわち、ボロン以外の元素の合計質量：ボロンの質量＝１：０．００００１〜１：０．００１）が好ましい。

Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得るために、これらの元素および組成範囲が好ましい理由を以下に説明する。図１は、１１００℃（１３７３Ｋ）におけるＮｉ_３Ａｌ−Ｎｉ_３Ｎｂ−Ｎｉ_３Ｖ疑３元系状態図であり、図２は、図１に示す３元系状態図のＮｂ量２．５ａｔ％における縦断面状態図である。
図２は、横軸がＡｌ含有量（ａｔ％）を示し、縦軸が温度（Ｋ）を示す。Ｎｂが２．５ａｔ％含有されていることから、ａｔ％で示すＶ含有量は、以下の（１）式により求めることができる。

Ｖ含有量（ａｔ％）＝２２．５−Ａｌ含有量（ａｔ％） （１）

図１から、１１００℃において、Ｎｉ_３ＡｌはＬ１_２構造を有し、Ｎｉ_３ＶはＡ１構造を有し、Ｎｉ_３ＮｂはＤ０_ａ構造を有していることが判る。ここで、Ａ１構造とは、規則構造を有しないｆｃｃ構造の固溶体である。

上述の好ましい組成範囲、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウム（Ｖ）について図２を用いて説明する。
図２において、アルミニウムの含有量が５ａｔ％〜１３ａｔ％の範囲内（すなわち、（１）式よりＶ含有量が９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％）であれば、初析Ｌ１_２相とＡ１相とが共存する温度又は初析Ｌ１_２相とＡ１相とはＤ０_ａ相とが共存する温度に到達した後、Ｌ１_２相とＤ０_２２相とが共存する温度まで冷却することで、比較的に容易に２重複相組織を形成することができる。

ニオブは、強度向上の効果を有する。この効果は、５ａｔ％まではニオブ量の増加とともに増加する傾向があるが、ニオブ量が５ａｔ％を超えるとこの効果は飽和し、さらに２重複相組織中にＬ１_２相およびＤ０_２２相以外のＮｉ_３Ｎｂ相などの金属間化合物相が粗大化してより多く出現する場合があることから、ニオブの含有量は５ａｔ％以下（含有しない場合も含む）が好ましい。

さらに、上述のタンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、タングステン（Ｗ）、クロム（Ｃｒ）およびコバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、Ｒｅ（レニウム）およびカーボン（Ｃ）から成る群から選択される１以上の元素を添加することで、得られる２重複相組織の特性を改善することができる。

タンタルは、固溶強化（硬化）に有効な元素である。その効果は、タンタルの含有量が０．５ａｔ％未満では限定的であり、８ａｔ％を超えると硬さ向上の効果が飽和してしまい、また、２重複相組織中にＮｉ_３Ｔａなどの金属間化合物相がより多く出現するという問題を生じる場合がある。従って、タンタルの含有量は０．５ａｔ％〜８ａｔ％が好ましい。

タングステンは、硬さ向上という効果を有する。その効果は、タングステンの含有量が０．５ａｔ％未満では限定的であり、８ａｔ％を超えると硬さの向上効果は飽和する場合があると考えられる。従って、タングステンの含有量は０．５ａｔ％〜８ａｔ％が好ましい。

クロムは、耐酸化性向上と軽量化という効果を有する。その効果は、クロム含有量が１２ａｔ％までは、クロム含有量の増加とともにより顕著となるが、１２ａｔ％を超えると飽和し、さらにニッケル固溶体相の出現（安定化）を引き起こし、強度低下を生ずる場合があることから、クロムの含有量は１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）が好ましい。

コバルトは、耐酸化性向上という効果を有する。その効果は、コバルト含有量が１５ａｔ％までは、コバルト含有量の増加とともにこの効果はより顕著となるが、１５ａｔ％を超えると飽和する。さらにニッケル固溶体相の出現を招く可能性があると考えられることからコバルトの含有量は１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）が好ましい。

ボロンは、粒界破壊抑制効果を有する。その効果は、ボロン以外の元素の合計質量（質量で示した合計含有量）に対して１０重量ｐｐｍ未満では限定的であり、ボロン以外の元素の合計質量に対して１０００ｐｐｍを超えるとボロン化合物（ボライド）を形成して脆化を引き起こす場合がある。従って、ボロン以外の元素の合計質量（質量で示した合計含有量）に対して１０〜１０００重量ｐｐｍの範囲（ずなわち、ボロン以外の元素の合計質量：ボロンの質量＝１：０．００００１〜１：０．００１）が好ましい。

チタンは、強度向上の効果を有する。とりわけ、Ｎｉ_３Ａｌ（Ｌ１_２）相を強化する効果が大きいと考えられる。この効果はチタンの含有量が０．５ａｔ％以上で顕著となる。一方、３．５ａｔ％を超えると効果が飽和すると考えられる。また、３．５ａｔ％を超えると粗大なＮｉ_３Ｔｉを形成して強度および延靱性を劣化させる場合がある。

レニウムは、２重複相組織を析出硬化させる効果を有する。レニウムを添加したＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を適切な温度で時効処理するとチャンネル部にレニウム−リッチな組成の析出物が出て，硬さが顕著に増加する。この効果は、レニウムの含有量が０．５ａｔ％以上で顕著なり、５ａｔ％を超えると飽和する傾向がある。レニウムは高価な元素であるので、効果が飽和する５ａｔ％を超えて添加することは経済的ではないと考えられる。

カーボンは、その含有量が少ない時は２重複相組織を固溶強化し、特に高温での延性を大きく改善する。カーボンの含有量が大きい時は、例えばＶＣ（バナジウムカーバイト）のようなカーバイドとして２重複組織中に分散し、高強度化と延性の向上に寄与する。含有量が１２．５ａｔ％より多いと、カーバイドが粗大化し却って靱性を低下させる場合がある。

２．焼結
次に、所望の組成を有する焼結用粉末を用いて焼結を行う。
焼結は、例えば、焼結用粉末をダイに入れてパンチにて圧力を付与して成形体（圧粉体）を得た後、所定の焼結温度に加熱する、一般的な焼結法により行ってもよい。
焼結により得られる焼結体はその平均結晶粒径が５０μｍ以下と溶製材と比べて１桁以上小さい値とすることができる。
そして、このように結晶粒を微細かつ均一にすることで２重複相組織の強度、延性、靱性等の機械的性質を大幅に向上させることができる。また、通常、焼結温度は、溶製材（鋳造材）を作製する際の溶融温度よりも低い温度が選択されることから、より低い温度で２重複相組織を得ることができる。このため、最終製品に近い形状（ニアネットシェイプ）を得ることができる。
本願発明に係る製造方法では、焼結法を用いることで、容易に最終製品の形状またはこれに近い形状（ニアネットシェイプ）を有する焼結体を得ることができる。すなわち高い寸法精度で焼結体を製造できる。

好ましくは、焼結用粉末に圧力を付与しながら焼結すること（加圧焼結）が好ましい。得られる焼結体の密度を高くすることができ、溶製材の密度により近づけることができるからである。
なお、「焼結用粉末に圧力を付与する」とは、成形体を得た後に焼結を行う場合、成形体に圧力を付与することにより、成形体中の焼結用粉末に圧力が付与されることを含む。

このような、焼結用粉末に圧力を付与しながら焼結する方法（加圧焼結法）の好ましい例としてホットプレスを挙げることをできる。
また、ホットプレス以外の例として真空焼結後に熱間静水圧成形（ＨＩＰ処理）またはガス圧焼結を行う方法などがある

ホットプレス法により加圧焼結は、以下のように行ってよい。
例えば黒鉛より成るダイに設けた上下方向に延在する貫通孔に下方から下パンチを挿入し、貫通孔の内部でかつ下パンチの上部に上述の焼結用粉末または焼結用粉末を含む粉末を配置する。
その後貫通孔の上方から上パンチを挿入し、焼結用粉末に所定の圧力が付与されるように上パンチと下パンチに応力を付与する。
そして、焼結用粉末に所定の圧力が付与された状態で、例えばダイを加熱する等により焼結用粉末を加熱し焼結する。
また、ダイの貫通孔内部でかつ下パンチの上部に焼結用粉末または焼結用粉末を含む粉末を配置することに代えて、焼結用粉末または焼結用粉末を含む粉末を用いて作製した成形体を配置してもよい。

ホットプレス法を用いる際の焼結温度、昇温速度、焼結時間、焼結用粉末（または成形体）を加圧する応力、焼結雰囲気等の焼結条件は、用いる焼結用粉末の組成、得ようとする複合焼結材料の特性に応じて適宜調整すればよい。
以下に、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得る場合の好適な条件を例示する。

焼結温度は、好ましくは１０００℃〜１３００℃である。この温度範囲であれば２重複相組織得ることができるからである。より好ましくは、焼結温度は、１２５０℃〜１２８０℃である。より確実に２重複相組織得ることができるからである。
また、焼結温度を１２５０〜１２８０℃とすることで、得られた焼結体の平均結晶粒径を例えば、４０μｍ以下と確実に微細化でき、従って、高強度・高靱性の２重複相組織を確実に得ることができる。

この焼結温度まで昇温する際の昇温速度は、１０℃／分以下が好ましい。昇温速度が速すぎた場合、温度分布が不均一となり、焼結体の特性に内外差が生じる場合があるためである。
また、上述の好ましい焼結温度で保持する時間は、６０分〜３６０分が好ましい。保持時間が短過ぎると緻密化が不十分となる場合があり、長過ぎると結晶粒が粗大化して特性が低下（または劣化）する場合があるからである。

焼結用粉末（または成形体）に付与する応力は、１０ＭＰａ〜６０ＭＰａが好ましい。応力が低すぎると緻密化が不十分となる場合があり、高すぎるとカーボン型が破壊される場合があるからである。
また、焼結は、真空中またはアルゴン、窒素およびヘリウムのような不活性ガスの減圧雰囲気中であることが好ましい。酸素を含む雰囲気中では粉末が酸化し、緻密化が阻害される場合があるからである。

３．熱処理
このようにして作製した複合焼結材料（焼結体）は、焼結条件によっては、焼結体の一部のみに２重複相組織が形成され、他の部分は、２重複相組織以外の組織となっている場合がある。このような部分の少なくとも一部を２重複相組織にするよう熱処理を行ってよい。
焼結温度より高く、液相が出ない１３２０℃以下の、好ましくは１３００℃以下の温度まで加熱する熱処理を行うことが好ましい。
このような熱処理を行ったとしても、熱処理温度は、溶製材（鋳造材）を作製する際の溶融温度よりも低い温度が選択されることから、より低い温度で２重複相組織を得ることができるという本願の効果は得られる。

以下に、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得る場合の好適な条件を例示する。
好ましい、熱処理温度は、１２５０℃〜１２８０℃である。この温度範囲で熱処理を行うとニッケル固溶体単相領域に加熱され、その後の冷却過程でＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織をより確実に得ることが出来るからである。
この熱処理温度で、０．５時間〜２４時間保持することが好ましい。
また、熱処理は、真空中、またはアルゴン等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

以上により、本願発明に係る、２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、平均結晶粒径が例えば５０μｍ以下と微細にでき、従って均一な組織とすることができる。
そして、好ましくは、本実施形態に係るニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、その全体が実質的に２重複相組織のみから成る。
また、本願発明に係る、２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法では、より低い温度で２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物複合焼結材料を得ることが可能となる。従って、より容易に最終製品に近い形状を得ることができる。

II．実施形態２
本実施形態では、２重複相組織と、炭化物、窒化物および炭窒化物から選択される１種以上を含む粒子（以下、「硬質粒子」という場合がある）と、を複合させたニッケル基金属間化合物複合焼結材料およびその製造方法について説明する。
実施形態２に係る複合焼結材料では、実施形態１で示した２重複相組織に加え、硬質粒子に含まれる炭化物、窒化物および炭窒化物から選択される１種以上が存在している。以下、この複合材料を「硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料」という場合がある。
なお、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料では、好ましくは硬質粒子に含まれる炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物および硼化物から選択される１種以上（または硬質粒子）が均一に分散している。
従来の溶解鋳造法では，硬質粒子を金属・合金中に均一に分散させることは困難であったが、本発明では、詳細を後述するように焼結法を用いていることから、マトリクスである２重複相組織中に硬質粒子を均質に分散できるという効果を有する。

硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、２重複相組織に加えて、硬質粒子に含まれる炭化物、窒化物および炭窒化物が存在していることから、より高い強度（硬さ）を有する。
硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、例えば従来、タングステンカーバイト・コバルト（ＷＣ−Ｃｏ）のような、超硬合金が用いられていた用途において、より高い高温強度（硬さ）を有する合金を提供することが可能となる。
このような用途として、熱間押し出し用のダイスおよび熱間鍛造用工具を例示できる。

また、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、例えば従来、ダイス鋼、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金、インコネルのような、工具用材料・耐熱材料が用いられていた用途において、より高い耐酸化性および耐食性を有することが可能となる。
このような用途として、熱間押出し用ダイス、熱間引き抜き加工用工具、熱間鍛造用金型、熱間ロールおよびガイドローラー、熱間曲製用等のマンドレル、摩擦攪拌接合用工具、レンズ成形用金型周辺部品を例示できる。

以下に硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法について、説明する。
１．硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
（１）硬質粒子
上述のように、硬質粒子は炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物から選択される１種以上を含む粒子である。好ましい硬質粒子は、周期表の４Ａ族（４属）元素（チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ））、５Ａ族（５属）元素（バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ））および６Ａ族（６属）元素（クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ））から選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を含む。
硬質粒子はアルミニウム（Ａｌ）またはイットリウム（Ｙ）の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物であってよい。
硬質粒子は、より好ましくは、周期表の４Ａ族（４属）元素（チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、）、５Ａ族（５属）元素（バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ））および６Ａ族（６属）元素（クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、）から選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を主成分（質量比で５０％以上）とする。
硬質粒子はアルミニウム（Ａｌ）またはイットリウム（Ｙ）の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を主成分（質量比で５０％以上）としてよい。

このような硬質粒子の例として、ＴｉＣ粒子、ＴｉＣＮ粒子、ＴｉＮ粒子、ＴａＣ粒子およびＷＣ粒子を例示できる。
また、上記以外の酸化物としてイットリアＹ_２Ｏ_３、アルミナＡｌ_２Ｏ_３およびトリアＴｈＯ_２、硼化物としてＭＢ_２やＭＢ_６（Ｍは金属元素）も例示できる。

上述の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物および硼化物のなかでも、硬質粒子からマトリクスの２重複相組織に、侵入型元素の炭素または窒素を供給できるという観点では、炭化物、窒化物および炭窒化物がより好ましい。
硬質粒子の粒径は、好ましくは、０．５〜１０μｍ。この場合、粉末サイズの測定は、各種方法により行ってよく、測定法の１つとしてフィッシャーサブシーブサイザーによる方法を例示できる。

（２）硬質粒子と焼結用粉末の混合
次に、上述の硬質粒子と焼結用粉末（実施形態１に示した焼結用粉末）を混合し、硬質粒子含有焼結用粉末を得る。
混合は、粉末の混合に用いられる各種の方法を用いてよい。
例えば、焼結用粉末が元素粉末を混合した混合粉末の場合、乳棒と乳鉢またはボールミルを用いて、元素粉末を混合する際に、硬質粒子を添加して、混合粉末の作製と混合粉末と硬質粒子の混合を同時に行ってもよい。
また、予め乳棒と乳鉢またはボールミルを用いて、混合粉末を得た後、袋の中に混合粉末と硬質粒子とを入れて、例えば袋を振動させて混合してもよい。

焼結用粉末がアトマイズ粉末のような合金粉末の場合、合金粉末を得た後、袋または乳鉢等の中に合金粉末と硬質粒子とを入れて、例えば、袋または乳鉢等を振動させて混合し、硬質粒子含有焼結用粉末を得てよい。

硬質粒子と焼結用粉末との混合比は、得ようとする硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の特性に合わせて調整してよい。
例えば、硬質粒子含有焼結用粉末（すなわち、硬質粒子と焼結用粉末との合計）に対して、硬質粒子が１０〜９０体積％である。
硬質粒子の割合が大きいほど、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の硬さの値は高くなる傾向がある。
なお、このような方法に代えて、後述する実施例６に示すように、例えば、焼結用粉末の組成を得るための母材と、硬質粒子とを予め混合し、この混合物を例えば２０００℃以上に加熱して母材を溶融して、アトマイズを行って、その内部に硬質粒子を含むアトマイズ粉末を得て、これを硬質粒子含有焼結用粉末として用いてよい。アトマイズ粉末を作製するために母材を溶融させる際に、硬質粒子は、その一部分または全部を溶融させてよい。
母材は、例えば合金インゴット、各成分に対応した純金属のインゴット（すなわち、複数の種類のインゴット）、合金粉末、混合粉末等の任意の形態であってよい。

２．焼結
焼結は、実施形態１と同じ方法により実施してよい。
すなわち、実施形態１で示した焼結方法において、焼結用粉末を硬質粒子含有焼結用粉末に置き換えることで焼結を行うことができる。
その他の焼結条件は実施形態１と同じでよい。

３．熱処理
得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）において、２重複相組織以外の部分（硬質粒子を除く）の少なくとも一部を２重複相組織にするように、実施形態１と同様に熱処理を行ってよい。
熱処理の条件は、実施形態１と同じであってよい。

１．実施例１
１−１．ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）混合粉末の作製
表１に示す粉末サイズ（粒子径）を有する元素粉末を用いて、表２に示す組成を有する混合粉末（焼結用粉末）を作製した。なお、ボロン（Ｂ）についてはボロン以外の元素の合計質量に対する比率（重量ｐｐｍ）で示した。
混合は表３に示すように実施例１−１のサンプルでは乳鉢と乳棒を用いて行い、実施例１−２および実施例１−３のサンプルでは遊星ボールミルを用いて行った。なお、遊星ボールミルによる混合は、乾式で行い、粉末５０ｇに対してボール２３００ｇを使用した。

粉末サイズの測定方法は、Ｎｉはフィッシャーサブシーブサイザー、他はメッシュによった。

図３は、得られた混合粉末の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像であり、図３（ａ）は実施例１−１のＳＥＭ像であり、図３（ｂ）は実施例１−２のＳＥＭ像であり、図３（ｃ）は実施例１−３のＳＥＭ像である。
ボールミルにより得た実施例１−２および１−３の混合粉末は凝集し、実施例１−１の混合粉末と比べ粒径が大きくなっている。

（２）焼結
得られた実施例１−１〜１−３の混合粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行った。
焼結は、真空中で、焼結温度１２５０℃で３時間保持し、５０ＭＰａの圧力を付与して行った。
これにより、直径４０ｍｍ×高さ５ｍｍのディスク状のニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。

（３）組織観察
図４は、得られた分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図４（ａ）は実施例１−１の光学顕微鏡写真であり、図４（ｂ）は実施例１−２の光学顕微鏡写真であり、図４（ｃ）は実施例１−３の光学顕微鏡写真である。
図３８は、得られた分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３８（ａ）は実施例１−１のＳＥＭ像であり、図３８（ｂ）は実施例１−１のより高い倍率のＳＥＭ像である。
図４および図３８の結果より、乳鉢混合を行った実施例１−１のサンプルでも十分に緻密な組織を得ることができることが判る。そして、ボールミル混合を行った実施例１−２および１−３のサンプルでは、乳鉢混合と比べ均質一様性が向上している様子が観察された。また、ＳＥＭ像では５０μｍ以下の結晶粒は１〜５μｍの２重複相組織からなっていることがわかる。この２重複相組織は何れのサンプルでもサンプル全面に観察された。

（４）Ｘ線回折
次に、得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料についてＸ線回折（ＣｕＫα）を行った。
図５はＸ線回折結果を示し、図５（ａ）は実施例１−１のＸ線回折結果を示し、図５（ｂ）は実施例１−２のＸ線回折結果を示し、図５（ｃ）は実施例１−３のＸ線回折結果を示す。また図５の下部にはＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖのピーク位置を示す。
図５のＸ線回折結果から、実施例１−１〜１−３の何れも２重複相組織が形成されていることによるＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖの存在が確認できた。

（５）酸素・窒素含有量、密度、硬さ試験結果
表４に得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料の酸素含有量、窒素含有量、密度および室温硬さの測定結果を示す。

酸素含有量は赤外線吸収法により測定した。
窒素含有量は熱伝導方式により測定した。

密度は以下の方法で求めた。
各サンプルを耐水エメリー紙にて＃１５００まで湿式研磨を行い、吊り下げ式電子天秤を用いて乾燥重量、水中重量、含水重量を測定し、アルキメデス法にてかさ密度を算出した。また比較のために組成の等しい溶製材についても同様に密度測定を行った。密度（かさ密度）は以下の（２）式を用いて算出した。

ρ_ｂ＝Ｗ_１ρ_１／（Ｗ_２−Ｗ’） （２）
ここで、ρ_ｂは密度（かさ密度）であり、Ｗ_１は乾燥重量であり、Ｗ_２は含水重量であり、Ｗ’は水中重量である。

硬さは、以下の方法により求めた。
各サンプルを耐水エメリー紙にて＃１５００まで湿式研磨した後、アルミナ粉末を用いバフ研磨をした。その後、この研磨したサンプルを用いてマイクロビッカース硬さ試験を行った。各サンプル毎に１２箇所で測定を行い、最大値および最小値を除いた１０点の測定値の平均値を算出し硬さとした。マイクロビッカース硬さ計の測定条件は、荷重１ｋｇ、保持時間２０秒であった。

表４の結果から、何れのサンプルも硬さが４５０ＨＶ１（ＪＩＳ（ＪＩＳ−Ｒ１６１０）の表示による）以上で、十分な硬さが得られていることが分かる。また、ボールミル混合を用いることにより、合金中の酸素量および窒素は増加し比重が低下するものの、硬さが向上していることが分かる。

（６）高温硬さ測定結果
図６は、得られたサンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。
実施例１−１〜１−３の何れのサンプルも、例えば、４００℃で４００ＨＶ１以上であるなど十分に高い高温硬さを示しており、これにより高温において、高い強度と耐摩耗性を有することが判る。
また、６００℃までは、ボールミルにより混合粉末を得た実施例１−２および１−３のサンプルの方が、乳鉢・乳房を用いて混合粉末を得たサンプルより硬さが高くなっている。

１−２．硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
次に表１に示す原料粉末を表２に示す組成となるように準備し、この原料粉末に硬質粒子として平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＴｉＣ粒子を表５に示すように８〜８０体積％の含有量となるように添加した後、ボールミルにより、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。ボールミルの条件は上述した実施例１−２と同じにした。

図７は、硬質粒子を含有した焼結用粉末（混合粉末）の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像であり、図７（ａ）は実施例１−４のＳＥＭ像であり、図７（ｂ）は実施例１−５のＳＥＭ像であり、図７（ｃ）は実施例１−６のＳＥＭ像であり、図７（ｄ）は実施例１−７のＳＥＭ像であり、図７（ｅ）は実施例１−８のＳＥＭ像である。
硬質粒子ＴｉＣの含有量が増加する程、凝集が起こりにくく、凝集粉の粒径が小さくなる傾向が認められた。

（２）焼結
得られた実施例１−４〜１−８の硬質粒子を含有した焼結用粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
焼結の条件は、上述の実施例１−１〜１−３と同じ条件とした。

（３）熱処理
さらに、実施例１−６のサンプルについては、焼結後のサンプルに熱処理を行った。
熱処理条件は、真空中において１２８０℃で３時間保持した。

（４）組織観察
図８は、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図８（ａ）は実施例１−４の光学顕微鏡写真であり、図８（ｂ）は実施例１−５の光学顕微鏡写真であり、図８（ｃ）は実施例１−６の光学顕微鏡写真であり、図８（ｄ）は実施例１−７の光学顕微鏡写真であり、図８（ｅ）は実施例１−８の光学顕微鏡写真である。
図８の光学顕微鏡観察結果より、濃灰色のＴｉＣ粒子が均一に分散していることが分かる。

さらに、実施例１−６のサンプルについては、ＳＥＭ観察を行った。
図９は、実施例１−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図９（ａ）は焼結後サンプルのＳＥＭ像であり、図９（ｂ）は焼結後サンプルの高倍率でのＳＥＭ像であり、図９（ｃ）は熱処理後サンプルのＳＥＭ像であり、図９（ｄ）は熱処理後サンプルの高倍率でのＳＥＭ像である。
図９より、濃灰色のＴｉＣ粒子が均一に分散し、その間の淡灰色部分には２重複相組織が形成されていることが確認できる。また、熱処理後のサンプルは焼結後のサンプルと比べて粗大化した２重複相組織がはっきりと、全面に形成されていることがわかる。

（５）Ｘ線回折
次に、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料についてＸ線回折（Ｘ線源：ＣｕＫα）を行った。
図１０はＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示し、図１０（ａ）はＴｉＣを含まない実施例１−２のＸ線回折結果を再度示し、図１０（ｂ）は実施例１−４のＸ線回折結果を示し、図１０（ｃ）は実施例１−５のＸ線回折結果を示し、図１０（ｄ）は実施例１−６のＸ線回折結果を示し、図１０（ｅ）は実施例１−７のＸ線回折結果を示し、図１０（ｆ）は実施例１−８のＸ線回折結果を示す。また図１０の下部にはＴｉＣ、Ｎｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖのピーク位置を示す。
図１０のＸ線回折結果から、２重複相組織の構成相（Ｎｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖ）およびＴｉＣ相が確認できた。
図１１は、サンプル１−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料のＸ線回折（ＣｕＫα）結果をより詳細に示し、図１１（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１１（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図１１のＸ線回折結果から、焼結後のサンプルと熱処理後のサンプルの両方より２重複相組織の構成相および（Ｔｉ、Ｖ）Ｃ相の両方が検出され、熱処理による硬質粒子の分解などは生じていないことが分かる。
（６）炭素含有量、酸素含有量、窒素含有量、密度、硬さ試験結果
表６に得られた実施例１−６および１−８の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の炭素含有量、酸素含有量、窒素含有量、密度および室温硬さの測定結果を示す。また、実施例１−２のニッケル基金属間化合物複合焼結材料のこれらの結果も再度掲載した
炭素含有量は燃焼・赤外線吸収法により測定した。
酸素・窒素含有量、密度および硬さの測定方法は、実施例１−１〜１−３と同じ方法を用いた。

表６より、ＴｉＣ添加量の増加により炭素含有量は増加している。一方、酸素含有量、窒素含有量はＴｉＣ添加量の影響を受けず、密度は低下していることが分かる。ＴｉＣを添加することにより室温硬さが大きく上昇しており、硬さを向上できることが判った。

（７）高温硬さ試験結果
図１２は、実施例１−６および１−８の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。また、実施例１−２の結果も比較のため記載した。
硬質粒子ＴｉＣを添加した実施例１−６および１−８のサンプルは、何れの温度においても硬質粒子ＴｉＣを添加していない実施例１−２より高い硬さを有しており、よりいっそう、高温硬さおよび高温での耐摩耗性に優れることが判る。
また、実施例１−６と実施例１−８とを比較すると全ての温度でより多くの硬質粒子ＴｉＣを添加した実施例１−８の方が高い硬さを有している。

２．実施例２
２−１．ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）混合粉末の作製
表７に示す粉末サイズ（粒子径）を有する元素粉末を用いて、表８に示す組成を有する混合粉末（焼結用粉末）を作製した。混合は表９に示すように実施例２−１のサンプルでは乳鉢と乳棒を用いて行い、実施例２−２のサンプルでは遊星ボールミルを用いて行った。なお、遊星ボールミルによる混合は、乾式で行い、粉末５０ｇに対してボール２３００ｇを使用した。

粉末サイズの測定方法は、Ｎｉはフィッシャーサブシーブサイザー、他はメッシュによった。

（２）焼結
得られた実施例２−１および２−２の混合粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行った。
焼結は、真空中で、焼結温度１２５０℃で３時間保持し、５０ＭＰａの圧力を付与して行った。
これにより、直径４０ｍｍ×高さ５ｍｍのディスク状のニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。

（３）熱処理
さらに、実施例２−１および２−２の両方のサンプルについて、焼結後に熱処理を行った。
熱処理条件は、真空中において１２８０℃で３時間保持した

（４）組織観察
図１３は、得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１３（ａ）は実施例２−１のＳＥＭ像であり、図１３（ｂ）は、実施例２−１の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１３（ｃ）は実施例２−２のＳＥＭ像であり、図１３（ｄ）は実施例２−２の高倍率でのＳＥＭ像である。
図１３より、乳鉢混合を行った実施例２−１のサンプルでも十分に緻密な組織を得ることができることが判る。そして、ボールミル混合を行った実施例２−２のサンプルでは、均質一様性が向上している様子が観察された。また、ＳＥＭ像では５０μｍ以下の結晶粒の中に１μｍ〜５μｍの初析Ｌ１_２相が観察され、２重複相組織となっていることがわかる。何れのサンプルでも全面に亘り２重複相組織が認められた。
図１４は、得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料の熱処理後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１４（ａ）は実施例２−１のＳＥＭ像であり、図１４（ｂ）は、実施例２−１の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１４（ｃ）は実施例２−２のＳＥＭ像であり、図１４（ｄ）は実施例２−２の高倍率でのＳＥＭ像である。
図１４より、熱処理材では２重複相組織がより鮮明となっていることが分かる。

（５）Ｘ線回折
次に、得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料についてＸ線回折（ＣｕＫα）を行った。
図１５は実施例２−１のＸ線回折結果を示し、図１５（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１５（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図１６は実施例２−２のＸ線回折結果を示し、図１６（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図１６（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図１５および図１６のＸ線回折結果から、実施例２−１および２−２のどちらも２重複相組織が形成されていることによるＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖの存在が確認できた。

（６）平均結晶粒径
実施例２−１および２−２のサンプルについて、焼結後のサンプルについて、電解研磨を行った後、ＳＥＭを用いた電子線後方散乱回折（Ｅｌｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ： ＥＢＳＤ）法により結晶方位解析を行ってパターンクオリティマップから切片法を用いて平均切片長さＬを求めた。
そして、以下の（３）式より公称粒径ｄを算出した。結晶方位解析を行う時、解析範囲に結晶粒が１００個以上入るようにＳＥＭの倍率を選び各試料について３箇所分析を行った。
ｄ＝１．１２８Ｌ （３）

図１７は、結晶方位解析を行い得たパターンクオリティマップの例であり、図１７（ａ）は実施例２−１の例を示し、図１７（ｂ）は実施例２−２の例を示す。
得られた平均粒径は実施例２−１のサンプルで１９μｍであり、実施例２−２のサンプルで２μｍであった。

（７）硬さ試験結果
実施例１と同じ方法により硬さを測定した。
図１８は、実施例２−１および２−２の焼結後および熱処理後の硬さＨＶ１を示す。実施例２−１は焼結後および熱処理後ともＨＶ１の平均値が５００程度あり、実施例２−２は焼鈍後および熱処理後ともＨＶ１の平均値が６００程度あり、どちらのサンプルも十分な強度（硬さ）を有することが判る。

２−２．硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
次に表７に示す原料粉末を表８に示す組成となるように準備し、この原料粉末に硬質粒子として平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＴｉＣ粒子を３０体積％の含有量となるように添加した後、実施例２−３では乳鉢と乳棒により、また実施例２−４ではボールミルにより、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。乳鉢と乳棒による混合の条件は実施例２−１と同じにし、ボールミルによる混合の条件は実施例２−２と同じにした。

（２）焼結
得られた実施例２−３および２−４の硬質粒子を含有した焼結用粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
焼結の条件は、上述の実施例２−１および２−２と同じ条件とした。

（３）熱処理
さらに、実施例２−３および２−４について、焼結後のサンプルに熱処理を行った。
熱処理条件は、真空中において１２８０℃で３時間保持した。

（４）組織観察
図１９は、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図１９（ａ）は実施例２−３のＳＥＭ像であり、図１９（ｂ）は、実施例２−３の高倍率でのＳＥＭ像であり、図１９（ｃ）は実施例２−４のＳＥＭ像であり、図１９（ｄ）は実施例２−４の高倍率でのＳＥＭ像である。
図１９より、濃灰色のＴｉＣ相が均一に分散し、その間の淡灰色相が２重複相組織となっていることが分かる。
図２０は、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の熱処理後の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図２０（ａ）は実施例２−３のＳＥＭ像であり、図２０（ｂ）は、実施例２−３の高倍率でのＳＥＭ像であり、図２０（ｃ）は実施例２−４のＳＥＭ像であり、図２０（ｄ）は実施例２−４の高倍率でのＳＥＭ像である。
図２０より、いずれのサンプルでも濃灰色のＴｉＣ相が分散している様子が観察される。また、乳鉢混合に比べてボールミル混合の分散が良いことが分かる。

（５）Ｘ線回折
次に、得られた硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料についてＸ線回折（ＣｕＫα）を行った。
図２１は実施例２−３のＸ線回折結果を示し、図２１（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図２１（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図２２は実施例２−４のＸ線回折結果を示し、図２２（ａ）は焼結後のＸ線回折結果を示し、図２２（ｂ）は熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図２１および図２２のＸ線回折結果から、実施例２−３および２−４のどちらも２重複相組織が形成されていることによるＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖの存在が確認できた。
（６）硬さ試験結果
実施例１と同じ方法により硬さを測定した。
図２３は、実施例２−３および２−４の焼結後および熱処理後の硬さＨＶ１を示す。実施例２−３は焼鈍後のＨＶ１の平均値が７００程度であり、熱処理後のＨＶ１の平均値が６５０程度あり、実施例２−４は焼鈍後のＨＶ１の平均値が７７０程度であり、熱処理後のＨＶ１の平均値が７５０程度あり、どちらのサンプルも十分な硬さを有することが判る。また、硬質粒子ＴｉＣを添加していない実施例２−１および２−２より高い硬さを有しており、硬質粒子を添加することにより、よりいっそう強度（硬さ）が高くなることが判る。

３．実施例３
本実施例では、アトマイズ粉末を用いてニッケル基金属間化合物複合焼結材料および硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料を得た。

２−１．ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）アトマイズ粉末の作製
表１０の組成を有するアトマイズ粉末（合金粉末）を得た。
なお、表１０では、ボロン（Ｂ）は、他の元素の合計質量に対する比率（重量ｐｐｍ）として示してある。
アトマイズ粉末は、アルゴンガス雰囲気下で所定の組成の各元素のインゴットを１６００℃で溶融・滴下し、そこへアルゴンガスを５０ｋｇ／ｃｍ^２の圧力で吹き付けて作製した。

図２４は、アトマイズ粉末のＳＥＭ像であり、図２４（ａ）は実施例３−１のアトマイズ粉末を示し、図２４（ｂ）は実施例３−２のアトマイズ粉末を示し、図２４（ｃ）は実施例３−３のアトマイズ粉末を示す。
図２５は、アトマイズ粉末の粒度分布測定結果を示すグラフであり、図２５（ａ）は実施例３−１のアトマイズ粉末を示し、図２５（ｂ）は実施例３−２のアトマイズ粉末を示し、図２５（ｃ）は実施例３−３のアトマイズ粉末を示す。
粒度分布は、メッシュ法により測定した。

図２６は、アトマイズ粉末のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。図２６（ａ）は実施例３−１のＸ線回折結果を示し、図２６（ｂ）は実施例３−２のＸ線回折結果を示し、図２６（ｃ）は実施例３−３のＸ線回折結果を示す。また図２６の下部にはＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖのピーク位置を示した。

図２６のＸ線回折結果では、Ｌ１₂相とＤ０₂₂相が形成しており、他の相に起因するピークは認められなかった。

（２）焼結
得られた実施例３−１〜３−３のアトマイズ粉末（焼結用粉末）をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
焼結温度を１２５０℃と１２８０℃に２水準で行った以外は、焼結の条件は、上述の実施例１−１〜１−３と同じ条件とした。
以下、焼結温度１２５０℃で焼結したサンプルには例えば「実施例３−１Ａ」のように「Ａ」を付し、焼結温度１２８０℃で焼結したサンプルには例えば「実施例３−１Ｂ」のように「Ｂ」を付す。

（３）組織観察
図２７は、ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図２７（ａ）は実施例３−１Ａの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｂ）は実施例３−１Ｂの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｃ）は実施例３−２Ａの光学顕微鏡写真であり、 図２７（ｄ）は実施例３−２Ｂの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｅ）は実施例３−３Ａの光学顕微鏡写真であり、図２７（ｆ）は実施例３−３Ｂの光学顕微鏡写真である。
図２８は、実施例３−２Ａと実施例３−２ＢのＳＥＭ像であり、図２８（ａ）は実施例３−２ＡのＳＥＭ像であり、図２８（ｂ）は、実施例３−２Ａの高倍率でのＳＥＭ像であり、図２８（ｃ）は実施例３−２ＢのＳＥＭ像であり、図２８（ｄ）は実施例３−２Ｂの高倍率でのＳＥＭ像である。
図２９は、実施例３−３Ａと実施例３−３ＢのＳＥＭ像であり、図２９（ａ）は実施例３−３ＡのＳＥＭ像であり、図２９（ｂ）は、実施例３−３Ａの高倍率でのＳＥＭ像であり、図２９（ｃ）は実施例３−３ＢのＳＥＭ像であり、図２９（ｄ）は実施例３−３Ｂの高倍率でのＳＥＭ像である。

図２７〜２９において、ポア（気孔）は少量確認されるだけであり、緻密な焼結体が得られていることが分かる。また、実施例３−２Ａおよび３−２Ｂでは焼結後の状態で２重複相組織がサンプル全体に観察された。実施例３−３Ａについては２重複相組織中に針状または板状のＮｉ_３ＡｌまたはＮｉ_３Ｖ以外の金属間化合物相が全面に出現しており、実施例３−３ＢではこのようなＮｉ_３Ａｌ、Ｎｉ_３Ｖ以外の金属間化合物相は出現しておらず、サンプル全体が２重複相組織となっている。この結果、焼結温度は１２８０℃の方が好ましいことが分かる。

（４）Ｘ線回折
次に、得られたニッケル基金属間化合物複合焼結材料についてＸ線回折（ＣｕＫα）を行った。
図３０はＸ線回折結果を示し、図３０（ａ）は実施例３−１ＡのＸ線回折結果を示し、図３０（ｂ）は実施例３−２ＡのＸ線回折結果を示し、図３０（ｃ）は実施例３−３ＡのＸ線回折結果を示す。また図３０の下部にはＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖのピーク位置を示す。
図３０のＸ線回折結果から、実施例３−１Ａ、３−２Ａ、３−３Ａの何れについても２重複相組織が形成されていることによるＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖの存在が確認できた。また、図３０には示さないが、実施例３−１Ｂ、３−２Ｂ、３−３Ｂの何れについても２重複相組織が形成されていることによるＮｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖの存在が確認できた。

（５）密度、硬さ試験結果
表１１に得られた実施例３−１Ａ〜３−３Ｂのニッケル基金属間化合物複合焼結材料の密度および室温硬さの測定結果を示す。
密度および硬さの測定方法は、実施例１−１〜１−３と同じ方法を用いた。

表１１より、何れの実施例サンプルにおいても十分な密度および硬さが得られているが、実施例３−３Ａについては、２重複相組織の生成が一部分であったためか、若干、硬さが低くなった。焼結温度は１２８０℃が適切であることが分かる。

（６）高温硬さ測定試験結果
図３１（ａ）は、実施例３−１Ａ、３−２Ａおよび３−３Ａの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフであり、図３１（ｂ）は、実施例３−１Ｂ、３−２Ｂおよび３−３Ｂの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。

何れのサンプルも、例えば、４００℃で４００ＨＶ１（ＪＩＳ（ＪＩＳ−Ｒ１６１０）の表示による）以上であるなど十分に高い高温硬さを示しており、これにより高温において、高い強度と耐摩耗性を有することが判る。

２−２．硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料
（１）硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
実施例３−２のアトマイズ粉末に、平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＴｉＣ（微粒ＴｉＣ）を５０体積％混合し、実施例３−４に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
同様に、実施例３−２のアトマイズ粉末に、平均粒径５０μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＴｉＣ（粗粒ＴｉＣ）を３０体積％混合し、実施例３−５に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
さらに、実施例３−２のアトマイズ粉末に、平均粒径２μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＮｂＣ（微粒ＮｂＣ）を３０体積％混合し、実施例３−６に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−２のアトマイズ粉末に、平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＷＣ粉末を３０体積％混合し、実施例３−７に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−２のアトマイズ粉末に、平均粒径２．０μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＴａＣ粉末を３０体積％混合し、実施例３−８に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。

得られた実施例３−４〜３−８に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
焼結の条件は、実施例３−４〜３−６については上述の実施例１−１〜１−３と同じ条件、すなわち、焼結温度は１２５０℃とした。一方、実施例３−７および３−８については焼結温度を１２８０℃とした。それ以外の焼結条件は、実施例３−４〜３−６と同じとした。

（３）組織観察
図３２は、実施例３−４〜３−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図３２（ａ）は実施例３−４の光学顕微鏡写真であり、図３２（ｂ）は実施例３−５の光学顕微鏡写真であり、図３２（ｃ）は実施例３−６の光学顕微鏡写真である。
図３３は、得られた実施例３−４および３−６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３３（ａ）は実施例３−４のＳＥＭ像であり、図３３（ｂ）は実施例３−４のより高倍率のＳＥＭ像であり、図３３（ｃ）は実施例３−６のＳＥＭ像であり、図３３（ｄ）は実施例３−６のより高倍率のＳＥＭ像である。
図３４は、得られた実施例３−７および３−８に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示すＳＥＭ像であり、図３４（ａ）は実施例３−７のＳＥＭ像であり、図３４（ｂ）は実施例３−７のより高倍率のＳＥＭ像であり、図３４（ｃ）は実施例３−８のＳＥＭ像であり、図３４（ｄ）は実施例３−８のより高倍率のＳＥＭ像である。

図３２〜図３４より、添加した硬質粒子は、もともとアトマイズ粒子であったと思われるＮｉ_３Ａｌ／Ｎｉ_３Ｖ相の間に分布していることが分かる。そのＮｉ_３Ａｌ／Ｎｉ_３Ｖ相中には２重複相組織が観察された。

（４）高温硬さ測定結果
図３５は、実施例３−４〜３−６の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。
図３５より、硬質粒子を分散させることで室温の硬さが上昇している。また、温度上昇に伴う硬さの低下が低いことが分かる、これはニッケル基金属間化合物の特長によると思われる。硬質粒子の粒度としては、微粒の方が硬さの向上の効果が大きいことが判る。また、硬質粒子の種類の影響については、室温では、微粒ＴｉＣとＮｂＣとがほぼ同じ硬さとなったが、２００℃〜６００℃では微粒ＴｉＣを用いた方がより高い硬さを得られることが判った。

（５）硬さ測定結果
図３６は、実施例３−７および３−８の硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の室温での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。
図３６より、ＷＣおよびＴａＣのいずれも分散硬化による硬さ上昇が可能であり、ＴａＣの方がより硬さ上昇が大きいことが判る。

以上に示した実施例１〜３より、本願発明が第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有し、かつ得られた２重複相組織が均一で高い強度（硬さ）を有するニッケル基金属間化合物複合焼結材料を提供できること、および粉末成形法を用いることによりニッケル基金属間化合物複合焼結材料をより優れた寸法精度（ニアネットシェイプ）で製造できる方法を提供することが明確である。
さらに、硬質粒子を用いることで、本願発明に係るニッケル基金属間化合物複合焼結材料は、よりいっそう高い強度（硬さ）を有することも明確である。

４．実施例４
本実施例では、硬質粒子としてバナジウム炭化物（ＶＣ）とタングステン炭化物（ＷＣ）を用いた。
（１）硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
実施例２と同じく、表７に示す原料粉末を表８に示す組成となるように準備し、この原料粉末に硬質粒子として平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）ＶＣ粒子または平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＷＣ粒子を所定の割合で添加した。
より詳細には、実施例４−１では、ＶＣ粒子を３０体積％の含有量となるように添加し、実施例４−２では、ＶＣ粒子を５０体積％の含有量となるように添加し、実施例４−３では、ＶＣ粒子を７０体積％の含有量となるように添加し、実施例４−４では、ＷＣ粒子を５０体積％の含有量となるように添加した。
そして、実施例４−１〜４−４の何れのサンプルについても乳鉢と乳棒により、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。

（２）焼結
得られた実施例４−１〜４−４の硬質粒子を含有した焼結用粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
焼結の条件は、上述の実施例２−１および２−２と同じ条件とした。

（３）熱処理
さらに、実施例４−１〜４−４の何れについても焼結後のサンプルに熱処理を行った。
熱処理条件は、真空中において１２８０℃で３時間保持した。

（４）組織観察
図３９は、得られた実施例４に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図３９（ａ）は実施例４−１の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｂ）は実施例４−２の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｃ）は実施例４−３の光学顕微鏡写真であり、図３９（ｄ）は実施例４−４の光学顕微鏡写真である。
図３９（ａ）〜（ｃ）より、濃灰色のＶＣ相が均一に分散し、その間の淡灰色相が２重複相組織となっていることが分かる。また、ＶＣ粒子の体積率が増加するに従って、ＶＣ相の量が増加していることも分かる。
図３９（ｄ）より、濃灰色のＷＣ相が均一に分散し、その間の淡灰色相が２重複相組織となっていることが分かる。

（５）硬さ試験結果
実施例１と同じ方法により室温での硬さを測定した。
表１２に、実施例４−１〜４−４サンプル（熱処理後）の硬さ試験の結果を示す。実施例４−１〜４−４の何れのサンプルも十分な硬さを有することが判る。
また、実施例４−１〜４−３より、ＶＣ粒子の体積率が３０％〜７０％と増加することにより、室温硬さＨＶ１が６５８〜１２３７と大きく増加することが分かる。

（６）高温硬さ測定試験結果
図４０は、実施例４−１〜４−３サンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。

何れのサンプルも例えば、何れのサンプルも、例えば、６００℃で４００ＨＶ１（ＪＩＳ（ＪＩＳ−Ｒ１６１０）の表示による）以上であるなど十分に高い高温硬さを示しており、これにより高温において、高い強度と耐摩耗性を有することが判る。

５．実施例５
本実施例では、硬質粒子として値チタンニウム炭化物（ＴｉＣ）、チタニウム炭窒化物（ＴｉＣＮ）、チタン窒化物（ＴｉＮ）、タンタル炭化物（ＴａＣ）およびタングステン炭化物（ＷＣ）を用いた。

（１）硬質粒子を含有した焼結用粉末の作製
上述の実施例３−３のアトマイズ粉末（組成：７５．０ａｔ％−７．０ａｔ％Ａｌ−１３．０ａｔ％Ｖ−５ａｔ％Ｔａに５０ｐｐｍのＢを添加）に、平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、フィッシャーサブシーブサイザーによる）のＴｉＣを３０体積％混合し、実施例５−１に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−３のアトマイズ粉末に、平均粒径２．０μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＴｉＣＮを３０体積％混合し、実施例５−２に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−３のアトマイズ粉末に、平均粒径２．０μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＴｉＮを３０体積％混合し、実施例５−３に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−３のアトマイズ粉末に、平均粒径２．０μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＴａＣを３０体積％混合し、実施例５−４に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−３のアトマイズ粉末に、平均粒径１．５μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＷＣを１５体積％混合し、実施例５−５に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。
実施例３−３のアトマイズ粉末に、平均粒径６．０μｍ（粉末サイズの測定方法は、メッシュによる）のＷＣを６０体積％混合し、実施例５−６に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末を作製した。

（２）焼結
得られた実施例５−１〜５−６に係る、硬質粒子を含有した焼結用粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
実施例５−１〜５−６の何れのサンプルについても焼結の条件は、実施例３−７および３−８と同じ条件、すなわち、焼結温度は１２８０℃とした。

（２）硬さ試験結果
実施例１と同じ方法により室温での硬さを測定した。
図４１は、実施例５−１〜５−６サンプル（焼結体）の室温硬度ＨＶ１を示すグラフである。
実施例５−１〜５−６サンプルは、室温硬度ＨＶ１が６２９〜７８９と高い値を示していることが分かる。

６．実施例６
本実施例では、硬質粒子をアトマイズする前に加えて、溶融し、アトマイズ粉末を得て、このアトマイズ粉を用いて硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料を得た。

（１）アトマイズ粉末の作製
表１３の組成を有する母材（Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、ＴａおよびＮｂはそれぞれ純金属インゴットの形態）を用意した。
なお、表１３では、ボロン（Ｂ）は、他の元素の合計質量に対する比率（重量ｐｐｍ）として示してある。
これに、１５体積％のＴｉＣ（粒径１．５μｍ）を加えた後、アルゴンガス雰囲気下で所定の組成の各元素のインゴットを溶融・滴下（溶融温度２０００℃以上）し、そこへアルゴンガスを５０ｋｇ／ｃｍ^２の圧力で吹き付けてアトマイズ粉末を作製した。

（２）焼結
得られた実施例６−１および６−２に係るアトマイズ粉末をそれぞれ用いて、ホットプレス法により焼結を行って、硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料（焼結体）を得た。
実施例６−１および６−２のどちらのサンプルについても焼結の条件は、実施例３−７および３−８と同じ条件、すなわち、焼結温度は１２８０℃とした。

（３）組織観察
図４２は、得られた実施例６に係る硬質粒子分散ニッケル基金属間化合物複合焼結材料の焼結後の金属組織を示す光学顕微鏡写真であり、図４２（ａ）は実施例６−１の光学顕微鏡写真であり、図４２（ｂ）は実施例６−２の光学顕微鏡写真である。
図４２（ａ）、（ｂ）のどちらとも濃灰色のＴｉＣ相が均一に分散し、その間の淡灰色相が２重複相組織となっていることが分かる。

（４）硬さ試験結果
実施例１と同じ方法により室温での硬さを測定した。
実施例６−１のサンプル（焼結体）の室温硬度は５２３ＨＶ１であり、実施例６−２のサンプル（焼結体）の室温硬度は５５１ＨＶ１であった。

（５）高温硬さ測定試験結果
図４３は、実施例６−１サンプルの室温〜９００℃間の温度での硬さＨＶ１測定結果を示すグラフである。

例えば、４００℃で４００ＨＶ１（ＪＩＳ（ＪＩＳ−Ｒ１６１０）の表示による）以上であるなど十分に高い高温硬さを示しており、これにより高温において、高い強度と耐摩耗性を有することが判る。

本出願は、日本国特許出願、特願第２０１１−２３０００５号を基礎出願とする優先権主張を伴う。日本国特許出願、特願第２０１１−２３０００５号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

１ 初析相
３ 共析相

Claims (11)

1. 第１のニッケル基金属間化合物から成る初析相と、
   前記第１のニッケル基金属間化合物と、該第１のニッケル基金属間化合物と異なる第２のニッケル基金属間化合物とから成る共析相と、から成る２重複相組織から成り、
   該２重複相組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
   前記２重複相組織が、５０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有し、
   前記第１のニッケル基金属間化合物が、Ｌ１_２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ａｌまたはニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌであり、
   前記第２のニッケル基金属間化合物がＤ０_２２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ｖまたはニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖであることを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料。
2. 前記２重複相組織が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料。
3. 前記２重複相組織が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量が前記２重複相組織のボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする請求項１または２に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料。
4. チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物であって、
   前記２重複相組織中に分散している炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を更に含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のニッケル基金属間化合物複合焼結材料。
5. 第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、
   前記第１のニッケル基金属間化合物と、該第１のニッケル基金属間化合物と異なる第２のニッケル基金属間化合物とから成る共析相と、から成る２重複相組織から成り、
   該２重複相組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
   前記第１のニッケル基金属間化合物が、Ｌ１_２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ａｌまたはニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌであり、
   前記第２のニッケル基金属間化合物がＤ０_２２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ｖまたはニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖであるニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法であって、
   ５０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する混合粉末または合金粉末を準備する粉末準備工程と、
   前記混合粉末または合金粉末に圧力を付与した状態で、前記混合粉末または合金粉末を加熱し焼結する焼結工程と、
   を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法。
6. 前記焼結工程の前に、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を含む粒子と、前記混合粉末または合金粉末と、を混合する工程を更に含むことにより、前記２重複相組織中に前記炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を含む粒子を分散させることを特徴とする請求項５に記載の製造方法。
7. 前記混合粉末または合金粉末が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする請求項５または６に記載の製造方法。
8. 前記混合粉末または合金粉末が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の製造方法。
9. 第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、
   前記第１のニッケル基金属間化合物と、該第１のニッケル基金属間化合物と異なる第２のニッケル基金属間化合物とから成る共析相と、から成る２重複相組織と、該２重複相組織中に分散したチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物と、から成り、
   該２重複相組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
   前記第１のニッケル基金属間化合物が、Ｌ１_２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ａｌまたはニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌであり、
   前記第２のニッケル基金属間化合物がＤ０_２２型の結晶構造を有する、Ｎｉ_３Ｖまたはニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖであるニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法であって、
   ５０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する母材と、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物とを用いて、少なくとも前記母材が溶融した溶融金属を得る溶融工程と、
   前記溶融金属をアトマイズして、ニッケル基合金マトリクス中にチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウムおよびイットリウムからなる群より選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物または硼化物を有するアトマイズ粉末を得るアトマイズ工程と、
   前記アトマイズ粉末に圧力を付与した状態で、前記アトマイズ粉末を加熱し焼結する焼結工程と、
   を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物複合焼結材料の製造方法。
10. 前記母材が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群より選択される１種以上を更に含有することを特徴とする請求項９に記載の製造方法。
11. 前記母材が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする請求項９または１０に記載の製造方法。

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