WO2011030904A1 - Ｗが添加されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物及びその製造方法 - Google Patents

Ｗが添加されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物及びその製造方法 Download PDF

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atomic
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foil
rolling
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泰幸 金野
隆幸 高杉
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公立大学法人大阪府立大学
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Definitions

  • the present invention relates to a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound to which W is added and a method for producing the same.
  • Ni 3 Si intermetallic compounds which are nickel-based intermetallic compounds, have excellent properties such as high-temperature strength, corrosion resistance, and oxidation resistance.
  • a polycrystalline Ni 3 Si intermetallic compound is fragile because it easily causes intergranular cracking, and there is a need for an intermetallic compound that is more ductile at room temperature and can be plastically processed. Therefore, research and development for improving this Ni 3 Si intermetallic compound is underway.
  • Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound that is a nickel intermetallic compound is known as an intermetallic compound having workability (ductility) (see, for example, Non-Patent Document 1).
  • Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound for example, a method of manufacturing a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound foil made of Ni, Si, Ti and B is known. It is known that a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound foil manufactured by a manufacturing method has excellent strength characteristics in a temperature range from room temperature to 600 ° C. (see, for example, Patent Document 1). This Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound is expected to be applied to, for example, a catalyst carrier of an automobile exhaust gas purification device or an aircraft structural material.
  • Ni 3 (Si, Ti) based intermetallic compounds plastic working capable Ni 3 (Si, Ti) as intermetallic compounds, a predetermined amount of Nb and Cr content has been Ni 3 (Si, Ti) based intermetallic compounds are known, the Ni 3 (Si , Ti) -based intermetallic compounds are known to be easily processed into foils (see, for example, Patent Document 2). Furthermore, although processing to foil is not clear, Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compounds containing Ni, Si, Ti and Cu as Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compounds having ductility (for example, Patent Documents 3 and 4) are known.
  • Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compounds Ni-based superalloys containing high concentrations of Co and Ti are known (see, for example, Patent Document 5).
  • This alloy has a gamma prime phase comprising (Ni / Co) 3 (Al / Ti / Ta).
  • Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compounds have been sufficiently studied for their mechanical properties, for example, mechanical properties after plastic working (strength and ductility of foils produced by rolling). Absent. Moreover, even if the mechanical properties of the Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound are sufficiently studied, for example, when the foil produced by rolling becomes high temperature, the ductility gradually decreases, An expensive metal (for example, Nb) is added to improve ductility at high temperature, oxidation resistance, and the like. Therefore, the mechanical properties of Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound, sufficient study is desired, Ni 3 (Si, Ti) to improve the ductility at high temperature intermetallic compound is desired ing. In addition, a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound formed of a relatively inexpensive metal is desired.
  • Ni 3 (Si, Ti) having excellent ductility at a high temperature is intended to provide an intermetallic compound, and a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound having superior strength properties It is to provide.
  • An Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound is provided that contains 25 to 500 ppm by weight of B with respect to the weight of the intermetallic compound having a composition of 100 atomic%.
  • Ni 3 (Si, Ti) based intermetallic compound containing W in addition to Ni, Si, Ti and B has been found to have excellent ductility characteristics in a temperature range from room temperature to high temperature. Completed. Since the intermetallic compound of the present invention has excellent ductility characteristics particularly at high temperatures, it can be plastically processed at high temperatures. For this reason, it can be processed into a desired shape with fewer steps. Moreover, since the intermetallic compound of this invention has ductility at high temperature, metal fracture does not proceed in a short time at high temperature.
  • the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound of the present invention can be easily processed into a foil or a plate (hereinafter also referred to as a foil), and the foil is excellent in ductility and strength. For this reason, the Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound of the present invention is suitable as a foil material.
  • the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound of the present invention uses W which is cheaper than Nb or the like, its material cost is relatively low.
  • the inventors of the present invention are more excellent in the intermetallic compound of the present invention than the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound composed of Ni, Si, Ti and B disclosed in Patent Document 1. It was found that it has high strength characteristics.
  • Example sample 1 is a SEM photograph of Example Sample 1.
  • 2 is an X-ray diffraction profile of Example Sample 1. The upper row is the X-ray diffraction profile of the Hf-added sample (reference sample), and the lower row is the X-ray diffraction profile of the W-added sample (Example sample 1).
  • 2 is an EPMA element mapping diagram of Example Sample 1.
  • FIG. It is the result of the Vickers hardness test in the demonstration experiment 1 of this invention, and is the graph which showed the relationship between the annealing temperature of each sample, and Vickers hardness.
  • Example sample 1 It is a SEM photograph of each fracture surface when cold-rolling foil (Example sample 1) and the cold-rolled foil (Example sample 1) annealed at the temperature of 600 degreeC and 900 degreeC are tensile-tested at room temperature. It is a result of the high temperature tensile test in the demonstration experiment 1 of the present invention, and shows a relationship between the stress applied to the sample in the high temperature tensile test and the strain generated in the sample for Example Sample 1 (nominal stress-nominal strain curve). It is. It is the result of the high temperature tensile test in the demonstration experiment 1 of this invention, and is the graph which showed the relationship between tensile strength, yield strength, elongation, and test temperature about Example sample 1 and a comparative example sample.
  • Example sample 1 It is a SEM photograph of each fracture surface when the cold rolled foil (Example sample 1) and Example sample 1 annealed at 900 ° C. for 1 hour are subjected to a tensile test at a high temperature.
  • 3 is a SEM photograph of Example Sample 2.
  • 4 is a SEM photograph of Example Sample 3.
  • 3 is an SEM photograph of Example Samples 1 to 3. 6 is a graph showing the results of a Vickers hardness test of Demonstration Experiment 2.
  • the Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound of the present invention includes Ni as a main component, 7.5 to 12.5 atomic% Si, and 4.5 to 11.5 atomic%. It is characterized by containing 25 to 500 ppm by weight of B with respect to the weight of the intermetallic compound having a composition of 100 atomic% in total composed of Ti and 0.5 to 5.0 atomic% of W.
  • ⁇ includes an end point.
  • an intermetallic compound having a basic composition of Ni 3 (Si, Ti) hereinafter referred to as “Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound”).
  • Intermetallic compound according to an embodiment of the invention in addition to the above structure, may consist of a L1 2 phase and Ni solid solution phase.
  • the intermetallic compound according to the embodiment of the present invention preferably includes Ni as a main component, 7.5 to 12.5 atomic% Si, 5.5 to 11.5 atomic% Ti, and 0.5 Containing 25 to 500 ppm by weight of B with respect to the weight of the intermetallic compound having a total composition of 100 atomic% consisting of ⁇ 4.0 atomic% of W, more preferably Ni as the main component, 10.0
  • To the weight of an intermetallic compound having a total composition of 100 atomic% consisting of ⁇ 12.0 atomic% Si, 6.5-10.5 atomic% Ti, and 1.0-3.0 atomic% W Contains 25 to 100 ppm by weight of B.
  • intermetallic compounds according to these embodiments may be made and a L1 2 phase and Ni solid solution phase.
  • the intermetallic compound according to the embodiment of the present invention is mainly composed of Ni, Si is 10.0 to 12.0 atomic%, Ti and W are 9.5 to 12.0 atomic%. It may contain 25 to 100 ppm by weight of B with respect to the weight of the intermetallic compound having a composition of 100 at.
  • Ti and W are preferably 5.5 to 11.5 atomic% Ti and 0.5 to 4.0 atomic% W, and more preferably 6.5 to 1.5 atomic%. 10.5 atomic percent Ti and 1.0-3.0 atomic percent W.
  • the intermetallic compound according to the embodiment of the present invention may be obtained by performing cold rolling with a rolling rate of 85 to 99%. By such cold rolling, an intermetallic compound having excellent strength (for example, tensile strength) can be obtained.
  • the intermetallic compound according to the embodiment of the present invention may be obtained by annealing at 300 to 1050 ° C. after the cold rolling process. Further, this annealing may be performed at 650 to 1050 ° C. When annealing is performed at a temperature of 650 ° C. or higher, an intermetallic compound having excellent ductility is provided.
  • the present invention also provides a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound rolled foil made of the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound of the above invention and having a thickness of 20 to 300 ⁇ m.
  • a Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound rolled foil having excellent ductility characteristics is provided.
  • the rolled foil also includes a rolled plate.
  • the rolled foil obtained by the cold rolling process described above, or the rolled foil obtained by the cold rolling process and the annealing described above has ductility and Excellent strength.
  • the main component is Ni, 7.5 to 12.5 atomic% Si, 4.5 to 11.5 atomic% Ti, and 0.5 to 5.0 atomic%.
  • An ingot producing step for producing an ingot containing 25 to 500 ppm by weight of B with respect to the weight of an intermetallic compound having a total composition of 100 atomic% comprising W, and a homogenization heat treatment for the ingot A plate-like process by repeating a homogenization heat treatment step of performing a rolling process, a rolling process for rolling the ingot after the homogenization heat treatment step at a rolling rate of 10% or more, and annealing at 900 to 1100 ° C. three times or more.
  • Ni 3 (Si, Ti) based intermetallic compound rolled plate comprising: a heat treatment step for producing a material; and a cold rolling step for performing cold rolling on the plate material at a rolling rate of 85 to 99% Or the manufacturing method of foil is also provided.
  • the rolling process in the thermomechanical process may be cold or warm rolling at 350 ° C. or less. Further, the rolling process in the thermomechanical process may be warm rolling at 250 to 350 ° C.
  • the various embodiments shown here can be combined with each other.
  • the content of Ni is, for example, 78.5 to 81.0 atomic%, and preferably 78.5 to 80.5 atomic%.
  • the specific content of Ni is, for example, 78.5, 79.0, 79.5, 80.0, 80.5, or 81.0 atomic%.
  • the range of the Ni content may be between any two of the numerical values exemplified here.
  • the content of Si is 7.5 to 12.5 atomic%, preferably 10.0 to 12.0 atomic%. Specific contents of Si are, for example, 7.5, 8.0, 8.5, 9.0, 9.5, 10.0, 10.5, 11.0, 11.5, 12.0. Or 12.5 atomic%.
  • the range of the Si content may be between any two of the numerical values exemplified here.
  • the Ti content is 4.5 to 11.5 atomic%, preferably 5.5 to 11.5 atomic%, and more preferably 6.5 to 10.5 atomic%.
  • the specific content of Ti is, for example, 4.5, 5.0, 5.5, 6.0, 6.5, 7.0, 7.5, 8.0, 8.5, 9.0. , 9.5, 10.0, 10.5, 11.0, or 11.5 atomic%.
  • the range of the Ti content may be between any two of the numerical values exemplified here.
  • the W content is 0.5 to 5.0 atomic%, preferably 0.5 to 4.0 atomic%, and more preferably 1.0 to 3.0 atomic%.
  • the specific content of W is, for example, 0.5, 1.0, 1.5, 2.0, 2.5, 3.0, 3.5, 4.0, 4.5, or 5.0. Atomic%.
  • the range of the W content may be between any two of the numerical values exemplified here.
  • the content of each element is appropriately adjusted so that the total content of Ni, Si, Ti and W is 100 atomic%.
  • the content of B is 25 to 500 ppm by weight, preferably 25 to 100 ppm by weight.
  • the specific content of B is, for example, 25, 40, 50, 60, 75, 100, 150, 200, 300, 400, or 500 ppm by weight.
  • the range of the B content may be between any two of the numerical values exemplified here.
  • the specific composition of the intermetallic compound according to the embodiment of the present invention is, for example, one obtained by adding the above-mentioned content of B to the compositions shown in Tables 1 to 3.
  • Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound rolled plate or foil is a plate-shaped or foil-shaped Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound having the composition of the above embodiment.
  • the thickness of the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound rolled sheet or foil is not particularly limited, but is, for example, 10 ⁇ m to 10 mm, preferably 10 to 1000 ⁇ m, and more preferably 20 to 300 ⁇ m.
  • the manufacturing process of this rolled plate or foil will be described.
  • an ingot having the composition shown in the above embodiment is produced.
  • an appropriate amount of Ni, Si, Ti, W and B is weighed so as to be a Ni 3 (Si, Ti) -based intermetallic compound having the composition of the above embodiment, and these are dissolved by heating in a melting furnace, An ingot can be obtained by casting the molten metal into a mold.
  • the melting furnace is not particularly limited as long as these metals can be melted.
  • a vacuum induction melting furnace or an arc melting furnace can be used.
  • Homogenization heat processing is performed with respect to the ingot obtained by the ingot preparation process.
  • the homogenization heat treatment is performed, segregation of the elements of the ingot can be eliminated and the composition of the entire ingot can be made uniform and uniform.
  • the homogenization heat treatment is performed, for example, by subjecting the ingot to a heat treatment at 950 to 1100 ° C. for 24 to 48 hours in a vacuum.
  • Thermomechanical heat treatment step Next, the ingot subjected to the homogenization heat treatment is repeatedly subjected to rolling and annealing to be processed into a plate shape to obtain a plate material.
  • a plate-like material is obtained by rolling the ingot subjected to the homogenization heat treatment. After removing the work hardening by annealing after the rolling process, the rolling process is further performed. By performing this rolling process and annealing repeatedly, the ingot can be made into a plate-like material having a desired thickness.
  • the sample can be rolled by passing the sample through a rolling mill.
  • the rolling process is preferably performed so that the rolling rate in one pass is 0.5 to 1.5%, and preferably 10 to 20 passes.
  • the rolling process by a rolling mill is repeated, and the rolling rate of the entire rolling process is preferably 10% or more, preferably 10 to 50%, more preferably 15 to 30%.
  • rolling rate means a ratio of a total thickness reduction amount due to rolling in a plurality of passes.
  • the rolling temperature is not particularly limited, and may be either cold rolling or warm rolling. Although cold rolling may be used, in this embodiment, it is desirable to perform warm rolling in a temperature range of 350 ° C. or less (more preferably, 250 to 350 ° C.). Thereby, the frequency
  • the annealing conditions may be any conditions that can remove the work hardening of the sample. Annealing can be performed, for example, by holding at 900 to 1100 ° C. in a vacuum for 1 to 5 hours. Rolling and annealing are repeated until a plate material having a desired thickness is obtained. Specifically, rolling and annealing are repeated 3 times or more, preferably 4 times or more.
  • the softening annealing treatment is performed, for example, by subjecting the ingot to a heat treatment at 900 to 1050 ° C. in a vacuum for 0.5 to 5 hours.
  • the plate material is subjected to cold rolling at a rolling rate of 85 to 99%.
  • a desired Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound rolled plate or foil is obtained by this cold rolling process.
  • the method of cold rolling is not particularly limited, for example, the sample can be cold rolled by passing a plate-like material through a rolling mill.
  • the thickness can be further reduced by performing annealing after the cold rolling process and then performing the cold rolling process again.
  • the annealing at this time can be performed, for example, by holding at 800 to 1000 ° C. in a vacuum for 0.5 to 2 hours.
  • the strength characteristics of the sample can be improved by work hardening by this cold rolling process. Therefore, the Ni 3 (Si, Ti) intermetallic compound rolled plate or foil after cold rolling has very high strength characteristics and can be used as a structural material or the like.
  • annealing the cold-rolled Ni 3 obtained in the step (Si, Ti) with respect to intermetallic compounds rolled plate or foil can be performed annealing.
  • This annealing is performed at 100 to 1050 ° C. in a vacuum.
  • the annealing time is, for example, 0.5 to 2 hours. This annealing process improves the ductility characteristics of the plate or foil.
  • the properties of the plate or foil can be stabilized by annealing at a temperature higher than the temperature used.
  • Example preparation (1) Ingot sample preparation process
  • Table 4 is a table showing the composition of the intermetallic compound prepared in this demonstration experiment 1 and the composition of the intermetallic compound disclosed in Patent Document 1 prepared for comparison. is there.
  • each metal (each purity is 99.9 weight% or more) and B were weighed so that it might become two types of compositions shown in Table 4.
  • these weighed metals and B were melted and cast in an arc melting furnace to produce an ingot having a thickness of 10 mm or more.
  • the atmosphere of the arc melting furnace was evacuated in the melting chamber and then replaced with an inert gas (argon gas).
  • the electrode used was a non-consumable tungsten electrode, and a water-cooled copper hearth was used as the mold.
  • W is set to 2.0 at. % Containing sample is an example of the present invention, and is hereinafter referred to as “Example Sample 1”.
  • a sample containing no W is referred to as a “comparative sample” and is simply referred to as “Ni 3 (Si, Ti)” in the figure in the sense that it consists of only a basic composition.
  • the homogenized heat-treated ingot is cut to a thickness of 10 mm, and the cut ingot is warm-rolled and subjected to intermediate annealing 5 times to obtain a thickness of 2 mm.
  • a plate material was produced.
  • the warm rolling process was carried out by heating the sample to 300 ° C. in the atmosphere and rolling it for 10 to 20 passes using a two-stage rolling mill with a reduction amount of 1 pass of about 0.1 mm. The sample was heated every pass. Intermediate annealing was performed by holding at 1000 ° C. for 5 hours in vacuum.
  • Cold rolling process it cold-rolled at room temperature with respect to the board
  • the cold rolling process was performed so that the rolling rate would be 90% without annealing.
  • a die steel roll was used up to a sheet thickness of about 0.5 mm, and then cold rolling was performed by changing to a carbide roll. The same two-high rolling mill was used for both the die steel roll and the carbide roll.
  • the thickness of the produced foil was 0.2 mm.
  • a foil obtained by cold rolling and not annealed after cold rolling is hereinafter referred to as “cold rolled foil”.
  • the cold-rolled foil obtained in the above-mentioned process was annealed while being held at 500, 600, 700, 800, 900, or 1000 ° C for 1 hour in a vacuum.
  • annealing refers to annealing after cold rolling unless otherwise specified.
  • a sample was prepared as described above.
  • Example evaluation (1) Structure observation The structure observation was performed about the sample (Example sample 1) obtained after the said homogenization heat treatment process. Specifically, an SEM photograph of the structure of the homogenized heat-treated ingot (Example Sample 1) was taken. The photograph is shown in FIG.
  • Example Sample 1 has a two-phase structure. That is, this example sample 1 is composed of a two-phase structure including a matrix (matrix) and a second phase formed in the matrix.
  • the Vickers hardness was 399 Hv.
  • Example Sample 1 was subjected to X-ray measurement in order to identify the constituent phases in the structure.
  • FIG. 2 is an X-ray diffraction profile of Example Sample 1.
  • Ni 77.5 Si 11.0 Ti 9.5 Hf 2.0 +50 wt As a reference, Ni 77.5 Si 11.0 Ti 9.5 Hf 2.0 +50 wt.
  • the upper row is the X-ray diffraction profile of the Hf-added sample (reference sample), and the lower row is the X-ray diffraction profile of Example Sample 1.
  • Ni 3 (Si, Ti) Comparative Sample
  • Comparative Sample is a known material, Ni 3 Hf, the peak position of the profile of Ni 5 Hf.
  • the Hf-added sample shown here is prepared by the same method as the example sample 1 (ingot sample preparation step and homogenization heat treatment step).
  • Example Sample 1 matches the peak position of the Ni 3 (Si, Ti) profile. Judging from the fact that Example Sample 1 has a two-phase structure based on the SEM photograph (FIG. 1) and the X-ray diffraction profile indicates that the fcc-Ni solid solution phase and the diffraction line from the L1 2 phase cannot overlap. Then, Example Sample 1 has two Ni 3 (Si, Ti) phases having an L1 2 crystal structure and Ni solid solution phases having a face-centered cubic structure (fcc) (hereinafter also referred to as fcc-Ni solid solution phase). It can be identified as a phase structure.
  • fcc face-centered cubic structure
  • Ni 3 (Si, Ti) of the comparative example sample since there is a single phase comprising L1 2 phase, a mother phase (matrix) is L1 2 phase, it can be seen that the second phase has a fcc-Ni solid solution phase .
  • FIG. 3 is an EPMA element mapping diagram of Example Sample 1.
  • the upper left figure of FIG. 3 is an SEM photograph, the upper right figure is a Ni mapping figure, the middle left figure is a Si mapping figure, the middle right figure is a Ti mapping figure, the lower left figure is a W mapping figure, and the lower right figure. Is a B mapping diagram.
  • the composition is uniform throughout the entire structure, but in the mapping of Si and W elements, the element concentration is between the two phase structures. You can see that they are different.
  • the EPMA was measured at point analysis (performed point analysis for each of the two phases) where, as shown in Table 5, fcc-Ni solid solution phase (second phase), from L1 2 phase (matrix) It was also found that the Si concentration was low and the W concentration was high instead.
  • Example Sample 1 (i) homogenized heat treatment ingot (Example sample 1) and (ii) cold rolled foil (Example sample 1) and (iii) cold annealed at each temperature
  • a Vickers hardness test was performed on the inter-rolled foil (Example Sample 1).
  • the Vickers hardness test was performed by pushing a diamond indenter having a regular quadrangular pyramid into each sample. The load at that time was mainly 300 g, and the holding time was 20 seconds.
  • FIG. 4 shows the result.
  • FIG. 4 is a diagram showing the results of the Vickers hardness test, and is a graph showing the relationship between the annealing temperature of each sample and the Vickers hardness. In FIG.
  • the leftmost point shows the characteristics of the homogenized heat-treated ingot of (i), and each point connected by a solid line is annealed at each temperature of the cold-rolled foil of (ii) and (iii).
  • the characteristics of the cold rolled foil made are shown.
  • the points near room temperature indicate the characteristics of the cold rolled foil of (ii).
  • Example Sample 1 shows a high value exceeding 600 Hv by adding a cold rolling process. Moreover, it turns out that the value of Vickers hardness rises further by performing 500 degreeC or 600 degreeC annealing. When annealing is performed at a temperature higher than around 700 ° C., it is softened due to recrystallization, but it is understood that even annealing at 1000 ° C. is harder than the homogenized heat-treated ingot. This is presumed to be due to the refinement of the structure by processing such as cold rolling.
  • FIG. 5 is a graph (nominal stress-nominal strain curve) showing the relationship between the stress applied to the sample in the room temperature tensile test and the strain generated in the sample for Example Sample 1 and the Comparative Sample.
  • Example Sample 6 is a graph showing the relationship between tensile strength, 0.2% yield strength (or yield strength), elongation, and annealing temperature for Example Sample 1.
  • the cold-rolled foil of FIG. 5 shows the data of the foil which is not annealed (namely, cold-rolled foil of said (i)), and the numerical value in a graph has shown the conditions of annealing.
  • the solid line in FIG. 5 indicates data of the example sample 1
  • the dotted line in FIG. 5 indicates data of the comparative example sample.
  • the lower right line in FIG. 5 shows the magnitude of the nominal strain of 0.1, and the horizontal axis in FIG.
  • the cold-rolled foil of FIG. 6 has shown the data of the foil which has not annealed.
  • the point marked with ⁇ (circular shape) is the tensile strength
  • the point marked with ⁇ (triangle) is the 0.2% proof stress (or yield strength)
  • the point marked with ⁇ (square shape) is the elongation. ing.
  • the example sample 1 is improved in both tensile strength and ductility as compared with the comparative example sample.
  • a comparative example sample that was annealed at 900 ° C. for 1 hour had a tensile strength of 1480 MPa and a yield strength of 790 MPa, while the same annealing treatment was performed.
  • the example sample 1 has a tensile strength of 1790 MPa and a yield strength of 1150 MPa, which are greatly improved.
  • Example Sample 1 shows a tensile strength exceeding 2400 MPa, and it can be seen that the example sample 1 has extremely high tensile strength characteristics.
  • the reason why the tensile strength of Example Sample 1 is higher than that of Comparative Sample is that the fcc-Ni solid solution phase is dispersed to reduce the crystal grain size of the L1 2 matrix, or the L1 2 phase and fcc-Ni. There is a possibility that the interface of the solid solution phase contributes to strengthening.
  • Example Sample 1 has ductility comparable to that of a general metal.
  • Example Sample 1 After the tensile test, the fracture surface of Example Sample 1 after the tensile test was observed.
  • FIG. 7 the SEM photograph of each fracture surface of the cold rolled foil (Example sample 1) and the cold rolled foil (Example sample 1) annealed at temperatures of 600 ° C. and 900 ° C. is shown.
  • FIG. 7 shows the fracture surface of the cold rolled foil, (2) the fracture surface of the cold rolled foil annealed at 600 ° C., and (3) the annealed sample at 900 ° C. for Example Sample 1, respectively.
  • the fracture surface of the obtained cold rolled foil is shown.
  • Example Sample 1 had a certain degree of ductility even when it was a cold rolled foil.
  • FIG. 8 is a graph (nominal stress-nominal strain curve) showing the relationship between the stress applied to the sample in the high-temperature tensile test and the strain generated in the sample for Example Sample 1.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between tensile strength, yield strength, elongation, and test temperature for Example Sample 1 and Comparative Sample.
  • the numerical value shown by FIG. 8 has shown test temperature.
  • the solid line graphs ((1), (2) and (3) in FIG. 9) of FIG. 9 show the data of Example Sample 1
  • the dotted line graphs ((4), FIG. 9) of FIG. (5) and (6)) show the data of the comparative sample.
  • the point marked with ⁇ (circular shape) indicates the tensile strength
  • the point marked with ⁇ (triangle) indicates the yield strength
  • the point marked with ⁇ (square shape) indicates the elongation.
  • Example Sample 1 exhibits a tensile strength exceeding 1200 MPa at 500 ° C., indicating that Example Sample 1 has excellent tensile strength at high temperatures. Moreover, although the tensile strength of Example Sample 1 decreases as the test temperature increases, it can be seen that the elongation is improved even at a high temperature, and excellent ductility is exhibited particularly at 700 ° C.
  • Example Sample 1 shows values superior to those of Comparative Sample in terms of tensile strength, yield stress and elongation. More specifically, it can be seen that Example Sample 1 shows higher values of tensile strength and yield stress than those of Comparative Example samples up to 600 ° C. In addition, the elongation of the comparative example sample decreased as the temperature increased and almost disappeared at 600 ° C. On the other hand, in Example Sample 1, the elongation value was not lost even at 600 ° C. Indicates a value superior to that of the comparative sample at a high temperature. This data at 600 ° C. is considered to be because the grain boundary fracture occurring at high temperature was suppressed. In addition, Example Sample 1 shows an elongation of more than 100% at 700 ° C.
  • FIG. 10 shows an SEM photograph of each fracture surface of the cold rolled foil (Example Sample 1) and Example Sample 1 that was annealed at 900 ° C. for 1 hour.
  • FIG. 10 shows (1) a fractured surface of a cold rolled foil, (2) a fractured surface of Example Sample 1 measured at 500 ° C., and (3) an example measured at 600 ° C.
  • the fracture surface of the sample 1 and (4) show the fracture surface of the example sample 1 measured by tensile measurement at 700 ° C.
  • Example Sample 1 has excellent tensile strength and ductility compared with the comparative example sample at room temperature. Further, even at high temperatures, it has excellent tensile strength and exhibits particularly high ductility. Therefore, Example Sample 1 has a characteristic that metal fracture does not proceed in a short time at a high temperature.
  • the sample of this demonstration experiment 2 was produced by the (1) ingot sample production process and (2) the homogenization heat treatment process explained in the above demonstration experiment 1. That is, in the above (1) ingot sample preparation step, each of the above demonstration experiments 1 and 2 except that each metal (each purity is 99.9% by weight or more) and B were weighed so as to have the composition shown in Table 6. It was produced under the same conditions. Both samples in Table 6 are examples of the present invention, and W was 0.5 at. % Is hereinafter referred to as “Example Sample 2”, and W is set to 4.0 at. The sample containing% is hereinafter referred to as “Example Sample 3”.
  • FIG. 11 is an SEM photograph of Example Sample 2
  • FIG. 12 is an SEM photograph of Example Sample 3.
  • FIG. 13 is an SEM photograph of Example Samples 1 to 3.
  • (1) and (2) in each figure are photographs with a magnification of 100 times
  • (3) and (4) are photographs with a magnification of 500 times
  • (1) and (3) in each figure. Is a secondary electron image (SEI)
  • (2) and (4) are back scattered electron images (BEI).
  • SEI secondary electron image
  • BEI back scattered electron images
  • FIG. 13 (1) is an SEM photograph of Example Sample 2
  • (3) is an SEM photograph of Example Sample 3
  • (2) is an SEM photograph of Example Sample 1 of Demonstration Experiment 1 for reference. ing.
  • Example Sample 2 a small amount of the second phase (the fcc-Ni solid solution phase confirmed in Demonstration Experiment 1) is dispersed in the matrix of Example Sample 2. Although a slightly larger amount of the second phase was observed in a small part of the region, as shown in FIGS. 11 (1) and (2), in Example Sample 2, the second phase was almost uniformly dispersed in the mother phase. Was.
  • Example Sample 3 has a higher volume fraction of the second phase than Example Sample 2.
  • the second phase is dispersed in the parent phase in any of the samples of Examples 1 to 3.
  • Example Sample 2 (W content is less) 0.5 at.%)
  • Example Sample 1 (W content is 2.0 at.%)
  • Example Sample 3 (W content is 4.0 at.%)
  • the volume fraction of the second phase is high. It can be seen that the volume fraction of the second phase is increased according to the W content.
  • FIG. 14 is a graph showing the results of the Vickers hardness test of Demonstration Experiment 2.
  • Example Sample 2 tended to be slightly harder than Example Sample 3, but the hardness was almost the same.
  • Table 7 the Vickers hardness of the sample containing W including the example sample 1 is shown.
  • the intermetallic compound of the present invention can be applied to chemical device materials (catalyst carriers, chemical container members, etc.), electrical / electronic materials, and structural materials.
  • the intermetallic compound of the present invention has excellent ductility characteristics at high temperatures, so that it can be processed at high temperature and is easy to manufacture.
  • the intermetallic compound of the present invention since the intermetallic compound of the present invention does not progress in a short time at a high temperature, it can be used to protect the structure by being attached to another structural member or used as a base material for a laminate. Can be used.

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Abstract

　高温で優れた延性特性及び強度特性を備える構造材料を提供する。本発明によれば、主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有することを特徴とするＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が提供される。

Description

Ｗが添加されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物及びその製造方法
　この発明は、Ｗが添加されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物及びその製造方法に関する。
　ニッケル系金属間化合物であるＮｉ3Ｓｉ金属間化合物は、高温強度、耐食性、耐酸化性などに優れた特性を有している。しかし、多結晶体のＮｉ3Ｓｉ金属間化合物は、粒界割れを起こしやすいため脆く、常温で、より延性があり、塑性加工も可能な金属間化合物が求められている。そこで、このＮｉ3Ｓｉ金属間化合物を改良する研究開発が進められている。
　例えば、加工性（延性）を有する金属間化合物として、ニッケル系金属間化合物であるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が知られている（例えば、非特許文献１参照）。
　このようなＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物について、例えば、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ及びＢからなるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の箔の製造方法が知られており、この製造方法で製造されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の箔が室温から６００℃の温度範囲で優れた強度特性を有することが知られている（例えば、特許文献１参照）。このＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、例えば自動車排ガス浄化装置の触媒担体や航空機用構造材料への応用が期待される。
　また、塑性加工が可能なＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物として、所定量のＮｂ及びＣｒが含有されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が知られ、このＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、箔に容易に加工できることが知られている（例えば、特許文献２参照）。
　さらに、箔への加工は明らかでないが、延性を備えるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物として、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ及びＣｕを含むＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物（例えば、特許文献３及び４参照）が知られている。ほか、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物ではないが、高濃度のＣｏとＴｉが添加されたＮｉ基超合金が知られている（例えば、特許文献５参照）。この合金は（Ｎｉ／Ｃｏ）3（Ａｌ／Ｔｉ／Ｔａ）を含むガンマプライム相を有する。
T. Takasugi et al., Journal of Materials Science 26, pp.1173-1178 (1991)
特開２００７－８４９０３ 特開２００８－２６６７５４ 特開平４－２４６１４４ 特開平５－３２０７９４ 特開２００９－９７０９４
　しかし、従来のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、その機械的特性、例えば、塑性加工後の機械的特性（圧延により作製された箔の強度や延性など）が十分に検討されていない。また、その機械的特性が十分に検討されたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物であっても、例えば、圧延により作製された箔が高温になると、その延性が徐々に減少したり、高温での延性や耐酸化性等を向上させるために高価な金属（例えば、Ｎｂ）が添加されたりする。このため、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の機械的特性について、十分な検討が望まれ、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の高温での延性を向上させることが望まれている。また、比較的安価な金属で形成されるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が望まれている。
　この発明は、高温で優れた延性を有するＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物を提供するものであり、かつ、より優れた強度特性を有するＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物を提供するものである。
　この発明によれば、主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有することを特徴とするＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が提供される。
　この発明の発明者らは、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）中のＴｉに代えて高融点金属元素を添加することを発案し、鋭意研究を行った。その結果、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｔｉ及びＢに加え、さらにＷを含むＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物が、室温から高温の温度領域で優れた延性特性を有することを見出し、この発明の完成に至った。この発明の金属間化合物は、特に高温で優れた延性特性を有するので、高温で塑性加工をすることができる。このため、より少ない工程で所望の形状に加工することができる。また、この発明の金属間化合物は高温で延性を有するため、高温で短い時間に金属破断が進行することはない。
　また、この発明のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、箔または板（以下、箔ともいう）へ容易に加工することができ、その箔は延性及び強度に優れる。このため、この発明のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、箔の材料に適する。
　また、この発明のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、Ｎｂ等と比較して安価なＷを用いるので、その素材費が比較的安価である。
　また、この発明の発明者らは、この発明の金属間化合物が、特許文献１に開示されたＮｉ，Ｓｉ，ＴｉおよびＢからなるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物に比べ、より優れた強度特性を有することを見出した。
実施例試料１のＳＥＭ写真である。 実施例試料１のＸ線回折プロファイルである。上段がＨｆ添加試料（参考試料）のＸ線回折プロファイルであり、下段がＷ添加試料（実施例試料１）のＸ線回折プロファイルである。 実施例試料１のＥＰＭＡ元素マッピング図である。 本発明の実証実験１におけるビッカース硬さ試験の結果であり、各試料の焼鈍温度とビッカース硬さとの関係を示したグラフである。 本発明の実証実験１における室温引張試験の結果であり、実施例試料１及び比較例試料について、室温引張試験における試料に加えた応力と試料に生じたひずみとの関係を示すグラフ（公称応力－公称ひずみ曲線）である。 本発明の実証実験１における室温引張試験の結果であり、実施例試料１について、引張強度、０．２％耐力（または降伏強度）および伸びと焼鈍温度との関係を示したグラフである。 冷間圧延箔（実施例試料１）並びに６００℃及び９００℃の温度で焼鈍がされた冷間圧延箔（実施例試料１）を室温で引張試験したときの各破面のＳＥＭ写真である。 本発明の実証実験１における高温引張試験の結果であり、実施例試料１について、高温引張試験における試料に加えた応力と試料に生じたひずみとの関係を示すグラフ（公称応力－公称ひずみ曲線）である。 本発明の実証実験１における高温引張試験の結果であり、実施例試料１及び比較例試料について、引張強度、降伏強度および伸びと試験温度との関係を示したグラフである。 冷間圧延箔（実施例試料１）及び９００℃で１時間の焼鈍処理がされた実施例試料１を高温で引張試験したときの各破面のＳＥＭ写真である。 実施例試料２のＳＥＭ写真である。 実施例試料３のＳＥＭ写真である。 実施例試料１～３のＳＥＭ写真である。 実証実験２のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである。
　この発明のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、ある観点によれば、主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有することを特徴とする。
　まず、この発明の種々の実施形態を例示する。なお、この明細書において、「～」は、端の点を含む。また、この明細書において、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）を基本組成とする金属間化合物（以下、「Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物」と呼ぶ。
　この発明の実施形態に係る金属間化合物は、上記発明の構成に加えて、Ｌ１2相とＮｉ固溶体相とからなってもよい。
　また、この発明の実施形態に係る金属間化合物は、好ましくは、主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、５．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～４．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有し、より好ましくは、主成分であるＮｉ、１０．０～１２．０原子％のＳｉ、６．５～１０．５原子％のＴｉ及び１．０～３．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～１００重量ｐｐｍのＢを含有する。さらに、これらの実施形態に係る金属間化合物は、Ｌ１2相とＮｉ固溶体相とからなってもよい。
　また、この発明の実施形態に係る金属間化合物は、Ｎｉが主成分で、Ｓｉが１０．０～１２．０原子％、Ｔｉ及びＷが９．５～１２．０原子％であり、これらの元素からなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～１００重量ｐｐｍのＢを含有してよい。また、この実施形態において、上記Ｔｉ及びＷは、好ましくは、５．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～４．０原子％のＷであり、より好ましくは、６．５～１０．５原子％のＴｉ及び１．０～３．０原子％のＷである。
　また、この発明の実施形態に係る金属間化合物は、圧延率８５～９９％の冷間圧延加工を行って得られたものであってもよい。このような冷間圧延加工により強度（例えば引張強度）に優れた金属間化合物が得られる。
　また、この発明の実施形態に係る金属間化合物は、前記冷間圧延加工後に３００～１０５０℃で焼鈍を行って得られたものであってもよい。また、この焼鈍は、６５０～１０５０℃であってよく、６５０℃以上の温度で焼鈍を行うと、延性に優れた金属間化合物が提供される。
　また、この発明は、上記発明のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物からなり、厚さが２０～３００μｍであるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延箔も提供する。この発明によれば、優れた延性特性を有するＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延箔が提供される。ここで、圧延箔には、圧延された板も含まれ、特に上記の冷間圧延加工により得られた圧延箔、又は上記の冷間圧延加工及び上記焼鈍により得られた圧延箔は、延性及び強度に優れる。
　この発明は、別の観点によれば、主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有する鋳塊を作製する鋳塊作製工程と、前記鋳塊に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理工程後の前記鋳塊に対して圧延率１０％以上の圧延をする圧延加工と９００～１１００℃での焼鈍とを３回以上繰り返して、板状材料を作製する加工熱処理工程と、前記板状材料に対して圧延率８５～９９％で冷間圧延加工を行う冷間圧延工程と、を備えるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔の製造方法も提供する。
　また、この発明の金属間化合物圧延板または箔の製造方法において、前記加工熱処理工程の圧延加工は、冷間又は３５０℃以下での温間圧延であってもよい。さらに、前記加工熱処理工程の圧延加工は、２５０～３５０℃での温間圧延であってもよい。
　なお、ここで示した種々の実施形態は、互いに組み合わせることができる。
　〔各元素の含有量〕
　次に、各元素の含有量について説明する。
　Ｎｉの含有量は、例えば，７８．５～８１．０原子％であり、好ましくは，７８．５～８０．５原子％である。Ｎｉの具体的な含有量は、例えば，７８．５，７９．０，７９．５，８０．０，８０．５又は８１．０原子％である。Ｎｉの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか２つの間であってもよい。
　Ｓｉの含有量は、７．５～１２．５原子％であり、好ましくは、１０．０～１２．０原子％である。Ｓｉの具体的な含有量は、例えば，７．５，８．０，８．５，９．０，９．５，１０．０，１０．５，１１．０，１１．５，１２．０又は１２．５原子％である。Ｓｉの含有量の範囲は、ここで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、４．５～１１．５原子％であり、好ましくは、５．５～１１．５原子％であり、より好ましくは、６．５～１０．５原子％である。Ｔｉの具体的な含有量は、例えば、４．５，５．０，５．５，６．０，６．５，７．０，７．５，８．０，８．５，９．０，９．５，１０．０，１０．５，１１．０又は１１．５原子％である。Ｔｉの含有量の範囲は、ここに例示した数値のいずれか２つの間であってもよい。
　Ｗの含有量は、０．５～５．０原子％であり、好ましくは、０．５～４．０原子％であり、より好ましくは、１．０～３．０原子％である。Ｗの具体的な含有量は、例えば，０．５，１．０，１．５，２．０，２．５，３．０，３．５，４．０，４．５又は５．０原子％である。Ｗの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか２つの間であってもよい。
　上記各元素の含有量は、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｔｉ及びＷの含有量の合計が１００原子％になるように適宜調整される。
　Ｂの含有量は、２５～５００重量ｐｐｍ，好ましくは，２５～１００重量ｐｐｍである。Ｂの具体的な含有量は、例えば，２５，４０，５０，６０，７５，１００，１５０，２００，３００，４００又は５００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか２つの間であってもよい。
　この発明の実施形態に係る金属間化合物の具体的な組成は、例えば、表１～３に示す組成に上記含有量のＢを添加したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
〔圧延板または箔及びその製造方法〕
　次に、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の圧延板または箔について説明する。
　このＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔は、上記実施形態の組成のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物の板状または箔状のものである。このＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔の厚さは、特に限定されないが、例えば１０μｍ～１０ｍｍであり、好ましくは、１０～１０００μｍ、さらに好ましくは２０～３００μｍである。以下、この圧延板または箔の製造工程について説明する。
（１）鋳塊作製工程
　まず、上記実施形態で示した組成の鋳塊を作製する。例えば、上記実施形態の組成のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物となるように、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｗ及びＢを適量秤量し、これらを溶解炉で加熱することにより溶解し、この溶湯を鋳型に流し込んで鋳造することにより、鋳塊を得ることができる。溶解炉はこれらの金属などを溶解することができれば特に限定されないが、たとえば、真空誘導溶解炉やアーク溶解炉を用いることができる。
（２）均質化熱処理工程
　鋳塊作製工程により得られた鋳塊に対して均質化熱処理を行う。均質化熱処理を行うと、鋳塊の元素の偏析を無くし鋳塊全体の組成を均質一様にすることができる。均質化熱処理は、例えば、この鋳塊を真空中において２４～４８時間、９５０～１１００℃の熱処理を行うことにより実施する。
（３）加工熱処理工程
　次に、均質化熱処理がされた鋳塊に対して圧延加工および焼鈍を繰り返し行って板状に加工し板状材料とする。まず、均質化熱処理が施された鋳塊に対して圧延加工をすることにより、板状の材料とする。圧延加工後に焼鈍を行うことにより加工硬化を除去した後、さらに圧延加工を行う。この圧延加工と焼鈍を繰り返し行うことにより、鋳塊を所望の厚さの板状材料とすることができる。
　圧延加工の方法は、特に限定されないが、たとえば圧延機に試料を通過させることにより試料を圧延加工することができる。たとえば圧延機を用い材料を圧延加工する場合、圧延加工は、１パスでの圧延率が０．５～１．５％になるように行うことが好ましく、１０～２０パス行うことが好ましい。このように圧延機による圧延加工を繰り返し、圧延加工全体での圧延率が１０％以上、好ましくは１０～５０％、さらに好ましくは１５～３０％、になるように行うとよい。なお、この明細書において、「１パスでの」と明示しない場合、「圧延率」とは、複数パスでの圧延加工による厚さの総減少量の割合を意味する。
　また、圧延温度は特に制限されず、冷間圧延又は温間圧延のいずれであってもよい。冷間圧延であってもよいが、この実施形態では３５０℃以下（より好ましくは、２５０～３５０℃）の温度範囲での温間圧延とすることが望ましい。これにより、圧延後の焼鈍を行う場合の実施回数を減らすことができる。通常の金属であれば、圧延温度は高いほうが加工性に優れるが、このＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物は、降伏強度の逆温度依存性を示すため、圧延温度を上げると変形しにくくなる性質があるので、３５０℃以下（より好ましくは、２５０～３５０℃）の温間圧延が好ましい。
　焼鈍の条件は、試料の加工硬化を除去することができる条件であればよい。焼鈍は、例えば、真空中で１～５時間、９００～１１００℃で保持することにより行うことができる。
　圧延加工および焼鈍は、所望の厚さの板状材料が得られるまで繰り返す。具体的には、圧延加工および焼鈍は、３回以上、好ましくは４回以上繰り返す。
（４）完全軟化焼鈍工程
　上記の加工熱処理がされた板状材料に対し、軟化焼鈍処理を行ってもよい。軟化焼鈍処理を行うと、上記で加工熱処理された板状材料の内部応力を除去することができる。このため、次に述べる冷間圧延の前処理として好ましい。軟化焼鈍処理は、例えば、この鋳塊を真空中において０．５～５時間、９００～１０５０℃の熱処理を行うことにより実施する。
（５）冷間圧延工程
　次に、この板状材料に対して圧延率８５～９９％で冷間圧延加工を行う。この冷間圧延加工によって所望のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔が得られる。冷間圧延加工の方法は、特に限定されないが、たとえば、圧延機に板状材料を通過させることにより試料を冷間圧延加工することができる。
　また、一度の冷間圧延加工によって所望の厚さの箔が得られない場合、冷間圧延加工の後に焼鈍を行ってその後再度冷間圧延加工を行うことによって厚さをさらに薄くすることができる。この際の焼鈍は、例えば、真空中で０．５～２時間、８００～１０００℃で保持することにより行うことができる。
　また、この冷間圧延加工による加工硬化により試料の強度特性を向上させることができる。従って、冷間圧延加工後のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔は、非常に高い強度特性を有し、構造材料などとして使用することができる。
（６）焼鈍工程
　冷間圧延工程により得られたＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔に対し焼鈍を行うことができる。この焼鈍は、真空中にて、１００～１０５０℃で行う。また、この焼鈍の時間は、たとえば、０．５～２時間である。この焼鈍工程により、当該板または箔の延性特性が向上する。また、当該板または箔を１００～７００℃の温度で使用する場合、使用する温度以上の温度で焼鈍を行うことにより当該板または箔の特性を安定させることができる。
　〔実証実験１〕
　次に、この発明の効果を確認するため効果実証実験について説明する。この効果実証実験では、まず、対象の金属間化合物の特性を調べるための実証実験１を行った。以下、実証実験１について説明する。
　（試料の作製）
（１）鋳塊試料作製工程
　表４は、この実証実験１で作製した金属間化合物の組成、および比較のために作製した特許文献１で開示されている金属間化合物の組成を示した表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　まず、表４に示した２種類の組成になるようにそれぞれの金属（それぞれの純度は９９．９重量％以上）及びＢを秤量した。次いで、これらの秤量された金属及びＢをアーク溶解炉で溶解、鋳造して、厚さ１０ｍｍ以上の鋳塊を作製した。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。
　なお、Ｗを２．０ａｔ．％含む試料がこの発明の実施例であり、以下、「実施例試料１」と呼ぶ。また、Ｗを含んでいない試料を「比較例試料」と呼び、基本的組成のみからなるという意味で、図において、単に「Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）」とも記載する。
（２）均質化熱処理工程
　次いで、上記鋳塊を均質化するために、真空中で４８時間、１０５０℃で保持する均質化熱処理工程を行った。この均質化熱処理により得られた鋳塊を「均質化熱処理鋳塊」と呼ぶ。
（３）温間圧延工程
　次いで、上記均質化熱処理鋳塊を厚さ１０ｍｍに切断し、この切断された鋳塊に対して、温間圧延加工と中間焼鈍を５度繰り返すことにより厚さ２ｍｍの板材を作製した。温間圧延加工は、試料を大気中で３００℃に加熱し、２段圧延機を用いて、１パスの圧下量を約０．１ｍｍとして、１０～２０パスの圧延することにより、実施した。また、試料は、１パス毎に加熱した。
　中間焼鈍は、真空中で５時間、１０００℃で保持することにより実施した。
（４）完全軟化焼鈍工程
　次いで、この板材に、真空中で１時間、１０５０℃で保持することにより、完全軟化焼鈍を行った。
（５）冷間圧延工程
　次いで、上記工程で得られた板材に対して、室温で冷間圧延加工を行い、箔を作製した。冷間圧延加工は、途中で焼鈍を行わずに圧延率が９０％となるように行った。冷間圧延加工は、板厚０．５ｍｍ程度まではダイス鋼ロールを使用し、その後は超硬ロールに変えて冷間圧延を行った。なお、ダイス鋼ロールも超硬ロールも同一の２段圧延機を使用した。作製された箔の厚さは、０．２ｍｍであった。冷間圧延加工によって得られ且つ冷間圧延後に焼鈍を行っていない箔を、以下「冷間圧延箔」と呼ぶ。
（６）焼鈍工程
　次いで、上記工程で得られた冷間圧延箔を真空中で１時間、５００、６００、７００、８００、９００又は１０００℃で保持し焼鈍を行った。なお、以下「焼鈍」という記載は、特に言及しない限りこの冷間圧延加工後の焼鈍をいう。
　以上により、試料を作製した。
　（試料の評価）
　（１）組織観察
　上記均質化熱処理工程後に得られた試料（実施例試料１）について、組織観察を行った。具体的には、均質化熱処理鋳塊（実施例試料１）の組織のＳＥＭ写真の撮影を行った。図１にその写真を示す。
　図１を参照すると、実施例試料１は、２相組織を呈していることがわかる。すなわち、この実施例試料１は、母相（マトリックス）と、母相中に形成された第２相とからなる２相組織で構成されている。なお、ビッカース硬さは、３９９Ｈｖであった。
　さらに、この均質化熱処理鋳塊（実施例試料１）について、組織中の構成相を同定するためＸ線測定を行った。図２にその結果を示す。図２は、実施例試料１のＸ線回折プロファイルである。参考として，Ｎｉ77.5Ｓｉ11.0Ｔｉ9.5Ｈｆ2.0＋５０ｗｔ．ｐｐｍ（Ｂ以外はａｔ．％である。以下「Ｈｆ添加試料」と呼ぶ。）のＸ線回折プロファイルも同時に示す。上段がＨｆ添加試料（参考試料）のＸ線回折プロファイルであり、下段が実施例試料１のＸ線回折プロファイルである。なお、図の中の点は、既知の材料であるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）（比較例試料）、Ｎｉ3Ｈｆ、Ｎｉ5Ｈｆのプロファイルのピーク位置である。また、ここに示したＨｆ添加試料は、実施例試料１と同じ方法（鋳塊試料作製工程及び均質化熱処理工程）で作製している。
　図２を参照すると、実施例試料１のＸ線回折プロファイルは、Ｎｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）のプロファイルのピーク位置と一致していることがわかる。実施例試料１が先に示したSEM写真（図１）から２相組織であることやＸ線回折プロファイルでは，ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相とＬ１2相からの回折線とが重なり分離できないことから判断すると、実施例試料１は、Ｌ１2結晶構造をとるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）相と面心立方構造（ｆｃｃ）をとるＮｉ固溶体相（以下、ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相ともいう。）との２相組織であると同定できる。比較例試料のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）がＬ１2相からなる単相であることから、母相（マトリックス）がＬ１2相であり、第２相がｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相であることがわかる。
　さらに、実施例試料１について、組織分析のためにＥＰＭＡ測定も行った。図３にその結果を示す。図３は、実施例試料１のＥＰＭＡ元素マッピング図である。図３の左上の図がＳＥＭ写真、右上の図がＮｉのマッピング図、中央左の図がＳｉのマッピング図、中央右の図がＴｉのマッピング図、左下の図がＷのマッピング図、右下の図がＢマッピング図である。
　図３に示されるように、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂの元素のマッピングでは組織全体にわたり均一な組成となっているが、Ｓｉ、Ｗの元素のマッピングでは２つの相の組織の間でその元素濃度が異なっていることがわかる。このＥＰＭＡ測定で点分析を行った（上記２つの相それぞれについて点分析を行った）ところ、表５に示すように、ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相（第２相）は、Ｌ１2相（マトリックス）よりもＳｉ濃度が低く、その代わりＷ濃度が高いことがわかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（２）ビッカース硬さ試験
　次に、（i）均質化熱処理鋳塊（実施例試料１）及び（ii）冷間圧延箔（実施例試料１）並びに（iii）各温度で焼鈍がなされた冷間圧延箔（実施例試料１）について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さ試験は、各試料に正４角錐のダイヤモンド製圧子を押し込むことにより、行った。その際の荷重は３００ｇを主として用い、保持時間は２０秒とした。
　図４にその結果を示す。図４は、ビッカース硬さ試験の結果を示した図であり、各試料の焼鈍温度とビッカース硬さとの関係を示したグラフである。なお、図４において、左端の点は（i）の均質化熱処理鋳塊の特性を示し、実線で結ばれた各点は（ii）の冷間圧延箔及び（iii）の各温度で焼鈍がなされた冷間圧延箔（実施例試料１）の特性を示している。また、上記の実線で結ばれた各点のうち、室温付近にある点が（ii）の冷間圧延箔の特性を示している。
　図４を参照すると、実施例試料１の金属間化合物は、冷間圧延工程を加えることにより６００Ｈｖを超える高い値を示すことがわかる。また、５００℃又は６００℃焼鈍を行うことによりさらにビッカース硬さの値が上昇することがわかる。そして、７００℃付近の温度より高い温度で焼鈍を行うと、再結晶のため軟化しているが、１０００℃の焼鈍であっても均質化熱処理鋳塊と比較して硬いことがわかる。これは、冷間圧延等の加工処理により組織が微細化したことによるものと推察される。
（３）室温引張試験
　次に、実施例試料１及び比較例試料の、（i）冷間圧延箔、及び（ii）各温度で焼鈍された冷間圧延箔について、室温引張試験を行った。室温引張試験に用いた試料の大きさは、平行部長さ１０ｍｍ、幅４ｍｍであった。室温引張試験は、室温、大気中で歪み速度８．４×１０-5ｓ-1の条件で行った。
　図５、図６にその結果を示す。図５は、実施例試料１及び比較例試料について、室温引張試験における試料に加えた応力と試料に生じたひずみとの関係を示すグラフ（公称応力－公称ひずみ曲線）である。図６は、実施例試料１について、引張強度、０．２％耐力（又は降伏強度）および伸びと焼鈍温度との関係を示したグラフである。なお、図５の冷間圧延箔は、焼鈍を行っていない箔（すなわち上記（i）の冷間圧延箔）のデータを示し、グラフ中の数値は、焼鈍の条件を示している。また、図５の実線は実施例試料１のデータを示しており、同図の点線は比較例試料のデータを示している。図５右下の線は、公称ひずみ０．１の大きさを示し、図５の横軸は左端を０としこの尺度で記載されている。また、図６の冷間圧延箔は、焼鈍を行っていない箔のデータを示している。図６において、○（円形状）印の点が引張強度であり、△（三角形状）印の点が０．２％耐力（又は降伏強度）、□（四角形状）印の点が伸びを示している。
　図５を参照すると、実施例試料１は比較例試料よりも引張強度、延性とも向上していることがわかる。例えば、９００℃で１時間の焼鈍処理（９００℃－１ｈ焼鈍）がされた比較例試料は、その引張強度が１４８０ＭＰａであり、その降伏強度が７９０ＭＰａであるが、一方で同じ焼鈍処理がされた実施例試料１は、その引張強度が１７９０ＭＰａ、その降伏強度が１１５０ＭＰａであり、その数値が大きく向上している。また、６００℃で１時間の焼鈍処理がされた実施例試料１は、２４００ＭＰａを超える引張強度を示しており、実施例試料１が極めて高い引張強度特性を備えていることがわかる。比較例試料に対して実施例試料１の引張強度が高い理由として、ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相が分散することによってＬ１2マトリックスの結晶粒径が微細化される、あるいは、Ｌ１2相とｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相の界面が強化に寄与している，などの可能性が考えられる。
　さらに、図６によれば、実施例試料１は、冷間圧延箔後の焼鈍の温度が６００℃を超えると、その引張強度及び降伏強度が低下するものの、その伸びは大幅に改善することがわかる。さらに、焼鈍の温度が８００℃を超えると、伸び（塑性伸び）は３０％程度まで達し、実施例試料１が一般の金属と比べても遜色のない延性を備えることがわかる。
　次いで、室温引張試験での破壊形態を調査するため、引張試験後の実施例試料１について破面観察を行った。図７に、冷間圧延箔（実施例試料１）及び６００℃並びに９００℃の温度で焼鈍がされた冷間圧延箔（実施例試料１）の各破面のＳＥＭ写真を示す。図７は、実施例試料１について、それぞれ、（１）が冷間圧延箔の破面、（２）が６００℃で焼鈍された冷間圧延箔の破面、（３）が９００℃で焼鈍された冷間圧延箔の破面を示している。
　図７の（１）から（３）を参照すると、（１）の冷間圧延箔は図５や図６に示されるように、引張試験では明瞭な伸びは示さないものの、詳細に観察すると、浅いディンプル状破面であることが確認された。また、図７の（２）及び（３）に示される実施例試料１の破面には、ディンプルが観察され、延性的な破面であることが確認された。このことから、この実施例試料１は、冷間圧延箔であっても、ある程度の延性を備えていることがわかった。
（４）高温引張試験
　次に、９００℃で１時間焼鈍を行った実施例試料１及び比較例試料について、室温及び高温において引張試験を行った。高温引張試験に用いた箔の大きさは、平行部の長さ１０ｍｍ、幅４ｍｍであった。高温引張試験は、真空中で歪み速度８．４×１０-5ｓ-1、温度は、室温～７００℃で行った。
　図８、図９にその結果を示す。図８は、実施例試料１について、高温引張試験における試料に加えた応力と試料に生じたひずみとの関係を示すグラフ（公称応力－公称ひずみ曲線）である。図９は、実施例試料１及び比較例試料について、引張強度、降伏強度および伸びと試験温度との関係を示したグラフである。なお、図８に示される数値は、試験温度を示している。また、図９の実線のグラフ（図９の（１），（２）及び（３））は実施例試料１のデータを示しており、同図の点線のグラフ（図９の（４），（５）及び（６））は比較例試料のデータを示している。また同図において、○（円形状）印の点が引張強度であり、△（三角形状）印の点が降伏強度、□（四角形状）印の点が伸びを示している。
　図８を参照すると、実施例試料１は、５００℃で１２００ＭＰａを超える引張強度を示し、実施例試料１が高温において優れた引張強度を備えることがわかる。また、実施例試料１は試験温度の上昇とともに引張強度が低下するものの、高温においても伸びが改善され、特に７００℃で優れた延性を示すことがわかる。
　次に、図９を参照すると、実施例試料１は、引張強度及び降伏応力並びに伸びの各特性が比較例試料の特性よりも優れた値を示すことがわかる。より詳細には、実施例試料１は、６００℃まで、引張強度、降伏応力とも比較例試料よりも高い値を示すことがわかる。また、比較例試料は、高温になるに従い伸びが減少し、６００℃でほぼ伸びが消失しているが、一方、実施例試料１は、６００℃でも伸びが消失することなく、その伸びの値は、高温において比較例試料よりも優れた値を示している。この６００℃のデータは高温で発生する粒界破壊が抑制されたためと考えられる。なお、実施例試料１は７００℃で１００％超の伸びを示している。
　次いで、高温引張試験においても、引張試験後の実施例試料１について破面観察を行った。図１０に、冷間圧延箔（実施例試料１）及び９００℃で１時間の焼鈍処理がされた実施例試料１の各破面のＳＥＭ写真を示す。図１０は、それぞれ、（１）が冷間圧延箔の破面、（２）が５００℃で引張測定された実施例試料１の破面、（３）が６００℃で引張測定された実施例試料１の破面、（４）が７００℃で引張測定された実施例試料１の破面を示している。
　図１０の（１）から（４）を参照すると、冷間圧延箔及び各温度で引張測定された実施例試料１、ともに粒界破壊が抑制されていることが確認できた。このため、延性が維持されて優れた伸び特性を示すと考えられる。
　以上の実証実験１の結果からわかるように、実施例試料１は、室温において、比較例試料と比較して優れた引張強度、延性を備えている。また、高温においても、優れた引張強度を備え、特に高い延性を示す。したがって、実施例試料１は、高温で短時間に金属破断が進行しない特性を有する。
　〔実証実験２〕
　次に、Ｗ含有量を変更して、実証実験１の実施例試料１と同様の金属間化合物が得られるかを確認するため、実証実験２を行った。以下、実証実験２について説明する。
　（試料の作製）
　実証実験２では、表６に示した２種類の組成の試料を作製した。表６は、この実証実験２で作製した金属間化合物の組成を示した表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　この実証実験２の試料は、上記実証実験１で説明した（１）鋳塊試料作製工程及び（２）均質化熱処理工程により作製した。すなわち、上記（１）鋳塊試料作製工程において、表６の組成になるようにそれぞれの金属（それぞれの純度は９９．９重量％以上）及びＢを秤量した点以外は、上記実証実験１と同じ条件で作製した。
　なお、表６の試料は両者ともこの発明の実施例であり、Ｗを０．５ａｔ．％含む試料を以下、「実施例試料２」と呼び、Ｗを４．０ａｔ．％含む試料を以下、「実施例試料３」と呼ぶ。
（試料の評価）
　（１）組織観察
　まず、作製された試料について、組織観察（ＳＥＭ観察）を行った。図１１～図１３にその結果を示す。図１１は、実施例試料２のＳＥＭ写真であり、図１２は実施例試料３のＳＥＭ写真である。また、図１３は実施例試料１～３のＳＥＭ写真である。ここで、図１１及び図１２において、各図の（１）及び（２）が倍率１００倍、（３）及び（４）が倍率５００倍の写真であり、各図の（１）及び（３）が２次電子像（ＳＥＩ：ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｉｍａｇｅ）、（２）及び（４）が後方散乱電子像（ＢＥＩ：ｂａｃｋ　ｓｃａｔｔｅｒｅｄ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｉｍａｇｅ）である。また、図１３において、（１）が実施例試料２、（３）が実施例試料３のＳＥＭ写真であり、（２）は、参考として、実証実験１の実施例試料１のＳＥＭ写真を示している。
　図１１を参照すると、微量の第２相（実証実験１で確認されたｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相）が実施例試料２の母相中に分散していることがわかる。ごく一部の領域で第２相がやや多く観察されたが、図１１の（１）（２）に示されるように、実施例試料２では、第２相がほぼ均一に母相中に分散していた。
　一方、図１２を参照すると、第２相（ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相）が実施例試料３の全面を覆うように多量に形成されていることがわかる。実施例試料３は、実施例試料２と比べて第２相の体積率が高くなっていることがわかる。
　また、図１３を参照すると、実施例試料１～３のいずれの試料も母相に第２相が分散していることがわかる。図１３において、白く写っている領域（明部）がｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相であり、黒く写っている領域（暗部）がＬ１2相であることを考慮すると、実施例試料２（Ｗ含有量が０．５ａｔ．％）、実施例試料１（Ｗ含有量が２．０ａｔ．％）、実施例試料３（Ｗ含有量が４．０ａｔ．％）の順で、第２相の体積率が高くなっているおり、Ｗの含有量に応じて第２相の体積率が高くなっていることがわかる。
　（２）ビッカース硬さ試験
　次に、実施例試料２及び３について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さ試験は、実証実験１と同様に、各試料に正４角錐のダイヤモンド製圧子を押し込むことにより、行った。条件は、荷重を１ｋｇ、保持時間を２０秒とした。
　図１４にその結果を示す。図１４は、実証実験２のビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである。
　図１４を参照すると、実施例試料２のほうが実施例試料３よりもやや硬い傾向があるものの、その硬さはほぼ同等であった。表７に、実施例試料１を含め、Ｗを含有する試料のビッカース硬さを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７を参照すると、これらの試料は、母相（Ｌ１2相）の体積率又は第２相（ｆｃｃ－Ｎｉ固溶体相）の体積率が大きく異なりその組織が大きく異なるにもかかわらず、試料の硬さはほぼ同等であることがわかる。この結果から、実施例試料２及び３も実施例試料１と同様に、実証実験１と同様の冷間圧延工程を施すことが可能であり、焼鈍を施した場合を含め同等の効果が得られることが予想される。
産業上の利用の可能性
　この発明によれば、例えば、ステンレス鋼箔、ニッケル箔等の代替材料として、化学装置用材料（触媒担体、化学容器部材等）、電気・電子用材料、構造用材料に適用できる。これらの材料に適用した場合、この発明の金属間化合物は、高温で優れた延性特性を有するので、高温加工が可能であり、製造が容易である。また、この発明の金属間化合物は、高温で短い時間に金属破断が進行することはないので、他の構造部材に貼り付けてその構造物を保護するために用いたり、積層物の基材に用いたりできる。

Claims (8)

  1. 　主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有することを特徴とするＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  2. 　Ｌ１2相とＮｉ固溶体相とからなる請求項１に記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  3. 　主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、５．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～４．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有する請求項１又は２に記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  4. 　主成分であるＮｉ、１０．０～１２．０原子％のＳｉ、６．５～１０．５原子％のＴｉ及び１．０～３．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～１００重量ｐｐｍのＢを含有する請求項１～３のいずれか１つに記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  5. 　圧延率８５～９９％の冷間圧延加工を行って得られた請求項１～４のいずれか１つに記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  6. 　前記冷間圧延加工後に３００～１０５０℃で焼鈍を行って得られた請求項５に記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物。
  7. 　請求項１～６のいずれか１つに記載のＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物からなり、厚さが２０～３００μｍであるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延箔。
  8. 　主成分であるＮｉ、７．５～１２．５原子％のＳｉ、４．５～１１．５原子％のＴｉ及び０．５～５．０原子％のＷからなる合計１００原子％の組成を有する金属間化合物の重量に対して２５～５００重量ｐｐｍのＢを含有する鋳塊を作製する鋳塊作製工程と、
    前記鋳塊に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
    前記均質化熱処理工程後の前記鋳塊に対して圧延率１０％以上の圧延をする圧延加工と９００～１１００℃での焼鈍とを３回以上繰り返して、板状材料を作製する加工熱処理工程と、
    前記板状材料に対して圧延率８５～９９％で冷間圧延加工を行う冷間圧延工程と、
    を備えるＮｉ3（Ｓｉ，Ｔｉ）系金属間化合物圧延板または箔の製造方法。
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