WO2011118798A1 - Ｎｂ及びＣを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金及びその製造方法 - Google Patents

Ｎｂ及びＣを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金及びその製造方法 Download PDF

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WO2011118798A1
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隆幸 高杉
泰幸 金野
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公立大学法人大阪府立大学
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy and a method for producing the same.
  • Ni-based double-duplex intermetallic compound alloys are known as alloys that exhibit excellent characteristics at high temperatures (see, for example, Patent Documents 1 to 3).
  • This alloy, and eutectoid transformation Al present in the gap between the pro-eutectoid Ni 3 Al (L1 2) ( fcc) ( upper tissue) is at a low temperature, Ni 3 and Al (L1 2) Ni 3 V and (D0 22)
  • Ni-based double-duplex intermetallic alloy as described above has properties comparable to or better than existing Ni alloys, but has superior tensile strength and a wide range of temperatures ranging from room temperature to high temperature.
  • Ni-based intermetallic alloys having ductility properties are desired.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and provides a double-phase intermetallic compound alloy having excellent tensile strength and ductility characteristics in a wide temperature range from room temperature to high temperature.
  • Al more than 5 atomic% and not more than 13 atomic%
  • V not less than 9.5 atomic% and less than 17.5 atomic%
  • Nb more than 0 atomic% and not more than 12.5 atomic%
  • C 0 Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy comprising more than 12.5% and less than 12.5 atomic%, with the balance being Ni and having a double-phase structure of proeutectoid L1 2 phase and (L1 2 + D0 22 ) eutectoid structure Is provided.
  • the inventors of the present invention pay attention to the increase in strength due to solid solution strengthening of C atoms and the suppression of grain boundary fracture due to segregation of grain boundaries of C atoms, and the introduction of C atoms into Ni-based double-duplex intermetallic compound alloys.
  • Invented and conducted earnest research As a result, it was found that the tensile strength and ductility characteristics can be improved by containing C in the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy containing Ni, Al, V and Nb, and the present invention has been completed. It was.
  • a Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy excellent in tensile strength and ductility characteristics in a wide temperature range from room temperature to high temperature is provided.
  • the Ni-based dual-duplex intermetallic compound alloy according to the present invention has Al: more than 5 atomic% and 13 atomic% or less, V: 9.5 atomic% or more and less than 17.5 atomic%, Nb: more than 0 atomic%, 12 .5 atomic% or less, C: more than 0 atomic% and 12.5 atomic% or less, the balance is made of Ni, and has a double- phase structure of proeutectoid L1 2 phase and (L1 2 + D0 22 ) eutectoid structure .
  • the balance is made of Ni, but this balance may contain inevitable impurities.
  • the composition of 100 atomic% is obtained when the atomic% of Al, V, Nb, C and Ni are added unless otherwise specified.
  • the proeutectoid L1 2 phase is, for example, an L1 2 phase dispersed and arranged between the A1 phases as shown in FIG. 3, and the (L1 2 + D0 22 ) eutectoid structure is, for example, As shown in the figure, it is a eutectoid structure composed of L1 2 and D0 22 formed by separating the A1 phase.
  • the Nb and C contents are preferably such that the Nb content is 2.0 atom% or more and 7.3 atom% or less, and the C content is more than 0 atom% and 4.6 atom% or less. (As shown in Examples 1 to 5, for example, the Nb content may be more than 3.0 atomic%.) More preferably, the Nb content is 3.1 atomic% or more and 5. 3 atomic percent or less, and the C content is 0.2 atomic percent or more and 2.4 atomic percent or less. Within these ranges, the tensile strength and ductility characteristics can be improved.
  • the improvement in tensile strength and ductility is due to the development of the solid solution strengthening mechanism by C and the suppression of grain boundary fracture due to the segregation of C grain boundaries, so the content of Nb and the content of C may be the same. In addition, the content may be different. For example, the Nb content may be less than the C content. In addition, since the tensile strength and ductility characteristics are improved even if the Nb and C contents are very small, the Nb and C contents may be the same as the B content described later.
  • the Ni-based two-duplex intermetallic compound alloy of the present invention may be formed by adding NbC to the alloy material of Al, V, and Ni. That is, an alloy formed by adding NbC to an alloy material containing Ni as a main component, Al: more than 5 atomic% and 13 atomic% or less, and V: 9.5 atomic% or more and less than 17.5 atomic%. (In other words, it may be an alloy obtained by adding TiC to these alloy materials and melting and solidifying them). According to this embodiment, C is introduced as a carbide into the material of the Ni-based double-duplex intermetallic alloy, but even when the added NbC is present as second-phase particles in the double-duplex structure matrix.
  • the amount of NbC added is preferably more than 0 atomic% and not more than 12.5 atomic%.
  • the addition of NbC is formed, for example, by producing an ingot from a molten metal obtained by adding NbC to the alloy material.
  • the amount of NbC added is preferably more than 0 atom% and not more than 4.6 atom%, and more preferably not less than 0.2 atom% and not more than 2.4 atom%.
  • the alloy is formed by adding NbC within these ranges, the tensile strength and ductility characteristics can be further improved.
  • the amount of NbC added is a numerical value that is 100 atomic% when NbC is added to the alloy material of Ni, Al, and V.
  • the Nb and C may be included as NbC in the configuration of the invention. That is, the Ni-based two-phase intermetallic compound alloy containing Nb and C in which the added NbC is decomposed may be used, but the Ni group 2 containing Nb and C in which the added NbC is decomposed and NbC is included. It may be a dual phase intermetallic alloy.
  • the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy of the present invention may have a structure different from the double-duplex phase structure, and this structure may be a structure containing NbC.
  • the Ni-based dual-duplex intermetallic compound alloy has a dual-phase structure containing Nb and C as the added NbC is decomposed.
  • it may have a structure containing NbC.
  • second phase particles (carbide particles) mainly composed of V, Nb, and C are formed.
  • the Ni-based two-phase intermetallic compound alloy of the present invention is an alloy formed from an alloy material of Al, V, Nb and C in addition to the alloy formed by adding the NbC ( That is, it may be an alloy obtained by melting and solidifying these materials), or an alloy further containing Ti by adding TiC.
  • the Ni-based 2-duplex intermetallic compound alloy of the present invention may further contain B in addition to the above-described configuration. That is, the B content may be 0 ppm by weight, but the B content may be more than 0 ppm by weight and 1000 ppm by weight or less.
  • the trace amount of B is preferably contained (for example, contained more than 0 ppm by weight). Amount is good).
  • the content of B is preferably 50 ppm to 1000 ppm by weight, and more preferably 100 ppm to 800 ppm.
  • the said content of B is a numerical value with respect to the total weight of a composition of a total of 100 atomic% containing Al, V, Nb, C, and Ni.
  • the Al and V contents are preferably 6 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the V content is 12. It is 0 atomic percent or more and less than 16.5 atomic percent. If the contents of Al and V are within these ranges, a two-layer structure is likely to be formed.
  • the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy of the present invention may further contain Ti in addition to Al, V, Nb, C, Ni and unavoidable impurities described above. For example, Ti may further be included, and Ti content may be more than 0.0 and 4.6 or less.
  • the first production method of the Ni-based two-duplex intermetallic compound alloy of the present invention is Al: more than 5 atomic% and 13 atomic% or less, V: 9.5 atomic% or more and less than 17.5 atomic%, Nb : 0 atomic% more 12.5 atomic% or less, C: 0 number 12.5 atomic% or less than the atomic%, the remainder, by slowly cooling the melt consisting of Ni, and pro-eutectoid L1 2 phase and A1 phase comprises but forming a tissue coexisting, by the pro-eutectoid L1 2 phase and A1 phase to cool the tissue with a tissue coexisting, a step of decomposing the A1 phase to the L1 2 phase and D0 22 phase .
  • the second production method of the Ni-based two-phase intermetallic compound alloy of the present invention is Al: more than 5 atomic% and 13 atomic% or less, V: 9.5 atomic% or more and less than 17.5 atomic%, Nb : More than 0 atomic% and not more than 12.5 atomic%, C: more than 0 atomic% and not more than 12.5 atomic%, with the balance being a step of producing an ingot with a molten metal made of Ni, A step of performing a first heat treatment at a temperature at which the proeutectoid L1 2 phase and an A1 phase coexist, and a step of cooling the A1 phase into an L1 2 phase and a D0 22 phase by cooling after the first heat treatment. .
  • the step of producing the ingot with the molten metal is mainly composed of Ni, Al: more than 5 atomic% and not more than 13 atomic%, and V: not less than 9.5 atomic%.
  • the third production method of the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy of the present invention is mainly composed of Ni, Al: more than 5 atomic% and not more than 13 atomic%, V: not less than 9.5 atomic% and 17 Step of forming a structure in which the pro-eutectoid L1 2 phase and the A1 phase coexist by slowly cooling a molten metal made of an alloy material of less than 5 atomic% and NbC: more than 0 atomic% and not more than 12.5 atomic% And a step of decomposing the A1 phase into the L1 2 phase and the D0 22 phase by cooling a structure having a structure in which the proeutectoid L1 2 phase and the A1 phase coexist.
  • the fourth production method of the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy of the present invention is mainly composed of Ni, Al: more than 5 atomic% and not more than 13 atomic%, V: not less than 9.5 atomic% and 17 less than .5 atomic%, NbC: 0 more than atomic% 12.5 atomic% or less, a process of forming an ingot with molten metal made of an alloy material, with respect to the ingot, the pro-eutectoid L1 2 phase and A1 phase Doo comprises the steps of performing a first heat treatment at a temperature coexist, after the first heat treatment, and a step of the A1 phase by cooling decomposed into L1 2 phase and D0 22 phase.
  • slow casting of the molten metal can be performed, for example, by casting using a ceramic mold, or by wrapping the mold with a heat insulating material or the like when casting into a mold.
  • NbC is added to an alloy material of Ni, Al and V to produce a molten metal.
  • the content (addition amount) of NbC preferably more than 0 atomic% and 4.6 atomic% or less, more preferably 0.2 atomic% or more and 2.4 atomic% or less.
  • these production methods may further include a homogenization heat treatment or a solution heat treatment in the embodiment.
  • the homogenization heat treatment or solution heat treatment may be performed at a temperature of 1503K to 1603K, for example.
  • the first heat treatment may also serve as a homogenization heat treatment or a solution heat treatment.
  • the total composition is 100 atomic% from Al, V, Nb, C, and Ni.
  • the content (addition amount) of NbC is a numerical value that becomes 100 atomic% by adding NbC to the alloy material of Ni, Al, and V. .
  • the molten metal in the step of producing an ingot from the molten metal means a molten alloy material that is made up to 100 atomic% by adding the above content (added amount) of NbC.
  • the specific content of Al is 5 at. % More than 13 at. %, For example, 5.5, 6, 6.5, 7, 7.5, 8, 8.5, 9, 9.5, 10, 10.5, 11, 11.5, 12, 12. 5 or 13 at. %.
  • the range of the Al content may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the specific content of V is 9.5 at. % At 17.5 at. %, For example, 9.5, 10, 10.5, 11, 11.5, 12, 12.5, 13, 13.5, 14, 14.5, 15, 15.5, 16, 16. 5 or 17 at. %.
  • the range of the content of V may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the specific content of Nb is 0.0 at. % More than 12.5 at. %, Preferably 2.0 atomic% or more and 7.3 atomic% or less.
  • the range of the Nb content may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the specific content of C is 0 at. % More than 12.5 at. %, For example, 0.1, 0.2, 0.3, 0.4, 0.5, 0.6, 0.9, 1, 1.5, 2, 2.3, 2.4 2.5, 3, 3.5, 4, 4.5, 4.6, 5, 5.5, 6, 6.5, 7, 7.5, 8, 8.5, 9, 9.5 , 10, 10.5, 11, 11.5, 12, 12.5 at. %.
  • the content of Nb and C may be a content obtained by adding NbC to the material composed of each of the above elements and dissolving it, but the specific content of NbC in that case is 0 at. % More than 12.5 at. %, For example, 1, 2, 3, 4, 5, 10, 12, 12.5 at. %. Also preferably, 0 at. % More than 4.6 at. % Or less. For example, 0.1, 0.2, 0.3, 0.4, 0.5, 0.6, 0.9, 1, 1.5, 2, 2.3, 2.4, 2.5, 3 , 3.5, 4, 4.5, 4.6 at. %.
  • the range of the content of Nb, C and NbC may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the amount of NbC added is a numerical value that is 100 atomic% when NbC is added to the alloy material of Ni, Al, and V.
  • the specific content (content) of Ni is preferably 73 to 77 at. %, More preferably 74 to 76 at. %. Within such a range, the sum of the Ni content and the (Al, V, Nb) content is close to 3: 1, and the L1 2 phase and D0 22 which are the phases constituting the two -duplex structure. This is because a phase other than the phase is less likely to appear.
  • the specific content of Ni is, for example, 73, 73.5, 74, 74.5, 75, 75.5, 76, 76.5 or 77 at. %.
  • the range of the Ni content may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the specific content of B is not less than 50 ppm by weight and not more than 1000 ppm by weight, for example, 50, 100, 150, 200, 250, 300, 350, 400, 450, 500, 550, 600, 650, 700, 750. , 800, 850, 900, 950 or 1000 ppm by weight.
  • the range of the B content may be between any two of the numerical values exemplified as the specific content.
  • the said content of B is a numerical value with respect to the total weight of a composition of a total of 100 atomic% containing Al, V, Nb, C, and Ni.
  • the specific composition of the Ni-based double-duplex intermetallic compound alloy according to the embodiment of the present invention is, for example, the composition shown in Tables 1 to 3 with the above-mentioned content of B added.
  • L1 2 phase is Ni 3 Al intermetallic phase
  • D0 22 phase is Ni 3 V intermetallic compound phase
  • L1 2 phase, in addition to the D0 22 phase, by its composition, including D0 a phase is Ni 3 Nb intermetallic phase.
  • Nb and C may have the above ratio by using NbC which is a carbide. This is because NbC can easily produce a Ni-based double-duplex phase intermetallic compound alloy in which a double-duplex structure is easily formed and tensile strength and ductility characteristics are improved.
  • An intermetallic compound alloy having a two-duplex structure can be produced by the methods described in Patent Documents 1 to 3.
  • an alloy material such as an ingot obtained by melting and solidification
  • It can be manufactured by a process of changing the A1 phase to a (L1 2 + D0 22 ) eutectoid structure to form a double-phase structure.
  • the upper multiphase structure can also be formed by slowly cooling the molten metal when producing the ingot of the intermetallic alloy. When the molten metal is gradually cooled, it stays at a temperature at which the pro-eutectoid L1 2 phase and the A1 phase coexist after the melt has solidified, so that the pro-eutectoid L1 2 is the same as when the heat treatment is performed. This is because an upper multiphase structure composed of a phase and an A1 phase is formed.
  • the first heat treatment and the second heat treatment may be performed by the methods disclosed in Patent Documents 1 to 3, but in the case of the Ni-based two-duplex intermetallic compound alloy of the present invention, for example, the first heat treatment is performed at 1503 to 1603K to obtain a solution. Also serves as heat treatment (homogenization heat treatment).
  • Examples 1 to 5 The cast materials of Comparative Example 1 and Examples 1 to 5 are No. 1 in Table 4.
  • the arc melting furnace was first evacuated and then replaced with an inert gas (argon gas).
  • the electrode was a non-consumable tungsten electrode and the mold was a water-cooled copper hearth.
  • the cast material is referred to as “sample”.
  • the values of NbC and B are 100 at. In total including Ni, Al, V, and Nb. % Atomic% with respect to% composition.
  • No. No NbC was added.
  • No. 1 is Comparative Example 1 (hereinafter also referred to as a basic alloy), and NbC is added.
  • Samples 2 to 6 are Examples 1 to 5 of the present invention.
  • Table 5 shows the content of each element in the sample of Table 4 (Table 5 shows each of the total of Ni, Al, V, Nb, and C (excluding B) as 100%) (The atomic% of the element. The added NbC was calculated assuming that one NbC compound was completely decomposed into one Nb atom and one C atom.)
  • FIG. 1 No. 1 2, no. 4 and no. 6 shows a cross-sectional optical micrograph of FIG. 1A, 1B, 1C, and 1D, No. 1, No. 1 2, no. 4, no. It corresponds to each photograph of 6 samples.
  • FIG. 2 shows that the crystal grains are refined.
  • No. 1-No. 6 shows that the amount of NbC added is 0.2 at. % To 0.5 at. %, It was found that crystal grain refinement progressed.
  • FIG. 1 No. 1 2, no. 4 and no. 6 is a metal structure photograph (1000 times) of the sample 6 and FIG. 3 is a metal structure photograph (5000 times) when the matrix of the sample is observed at a high magnification. 2 and 3, the photographs (a), (b), (c), and (d) are No. 1, No. 1 2, no. 4 and no. This corresponds to each of the six samples.
  • FIG. 2 the No. of the sample to which NbC was added.
  • No. 4 and no. No. 6 is a sample in which second phase particles considered to be carbides are present and NbC is not added.
  • the second phase particles are not present in 1 (arrow portion in FIG. 2).
  • FIG. 3 it can be seen that a two-phase structure is formed in the parent phase of each sample regardless of whether NbC is added. Further, it is understood that the pro-eutectoid L1 2 phase and eutectoid structure is formed on the matrix of each sample. From these results, it was found that even when C due to the addition of NbC was introduced into the intermetallic compound, a two-duplex structure was maintained.
  • composition analysis Further, the composition of the mother phase and carbide (second phase particles) was analyzed by EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) for the heat-treated sample. Tables 6 and 7 show the results. Table 6 shows no. 1 is a table showing the composition analysis results of the matrix of the sample No. 1; 6 is a table showing the composition analysis results of matrix and carbide (second phase particles: described as “Dispersion” in the table) in sample No. 6. No. Sample No. 1 was No. 1 in which carbides (second phase particles) were observed. It is shown in order to compare the composition with 6 samples. The numerical values in Tables 6 and 7 are all atomic% (at.%).
  • FIGS. 4 to 7 are the same as those shown in FIG. 1 and No. 1 3 sample, no. No. 4 sample, no. 6 is an X-ray diffraction profile of 6 samples.
  • Ni 3 Al (L1 2 phase) is a material constituting the dual multi-phase microstructure, shows a Ni 3 V (D0 22 phase) and the peak position of NbC. These peak positions are indicated by circles, triangles, and squares, respectively.
  • FIG. 8 shows the result.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the amount of NbC added and room temperature Vickers hardness. Referring to FIG. 8, it can be seen that the hardness increases as the amount of NbC added increases. The amount of NbC added is 2.5 at. It can be seen that the value is almost constant at% or more. In general, metals increase their hardness when impurities are included, but it was also found in this experiment that the value of Vickers hardness increases by adding NbC.
  • FIGS. 15 to 18 show the relationship between the yield strength, tensile strength and elongation and the amount of NbC added.
  • 15 to FIG. 1-No. It is the graph which analyzed the result of the said tension test of 6 samples.
  • RT room temperature
  • all the characteristic values of yield strength, tensile strength, and elongation increase with increasing amount of NbC, and the amount of NbC is maximized in the vicinity of 1 atomic%.
  • the tensile strength exceeds 1.3 GPa in the vicinity of 1 atomic%, and excellent strength characteristics are exhibited when the amount of NbC added is 0.2 atomic% or more and less than 2.5 atomic%.
  • the yield strength, tensile strength and elongation values tend to decrease with the amount of NbC added, but the values of yield strength and tensile strength are added by NbC. It can be seen that the sample exhibits the same or better characteristics than the untreated sample (No. 1). Referring to FIG. 16, as with room temperature, all the values of yield strength, tensile strength, and elongation increase with increasing amount of NbC at 873 K, and the amount of NbC added reaches a maximum around 1 atomic%. I understand. It can be seen that when the amount of NbC added exceeds 1 atomic%, the value of each characteristic slightly decreases or shows an almost constant value.
  • FIG. 19 shows No. 1 after tensile tests at room temperature (RT), 1073K, and 1173K. 1 and no. It is a SEM photograph (low magnification photograph) of the fracture surface of four samples.
  • FIG. 20 is an SEM photograph (high-magnification photograph) in which the fracture surface of each sample in FIG. 19 is enlarged and displayed.
  • (a), (b) and (c) are No. No. 1 sample, (d), (e), (f) are No.
  • the fracture surface of 4 samples is shown.
  • FIG. 6 is an enlarged SEM photograph of No. 6 fracture surface.
  • (A) is room temperature
  • (b) is a fracture surface after a tensile test of 1073K.
  • the sample No. 1 exhibits a pseudo-cleavage fracture at room temperature, and the tendency of grain boundary fracture increases as the temperature rises.
  • the grain boundary was completely broken (FIGS. 19 and 20 (a), (b), (c)).
  • no. In sample 4 ductile intragranular fracture was observed from room temperature to high temperature (1173 K).
  • second phase particles a dimple breaking pattern was observed ((d), (e), (f) in FIGS. 19 and 20).
  • FIG. 21 in the sample with a large amount of added carbide, the carbide was coarsened, and the carbide was a cause of cracking (range surrounded by a circle in FIG. 21).
  • the cast materials of Comparative Example 2 and Examples 6 to 11 are No. except for the structure of the metal ingot. 1-No. It was produced in the same manner as the sample 6. That is, instead of using NbC powder as the material, No. Ni, Al, V, and Nb ingots (purity 99.9% by weight) and C and B powders in the ratios shown in 7 to 13 were used as materials. These materials were melted and solidified in a mold in an arc melting furnace to produce a cast material. The atmosphere of the arc melting furnace is no. 1-No. In the same manner as the preparation of the sample of No. 6, the electrode and the template are also No. 1-No. The same sample as the sample 6 was used.
  • Sample No. 7 is Comparative Example 2 (also referred to as a basic alloy).
  • Samples 8 to 13 are Examples 6 to 11 of the present invention.
  • the numerical values of B and C are 100 at. In total including Ni, Al, V, and Nb. It is the value of atomic% for% composition. In addition to atomic%, C is wt. Values in ppm are listed.
  • FIG. 22 and FIG. 23 are low-magnification photographs (1000 times), and FIGS. 24 and 25 are high-magnification photographs (5000 times) of the matrix (matrix) of the samples. 22 to 25, (a) is No. 7, (b) is No. 8, (c) No. 9, (d) is No. 10, (e) is No. 11, (f) is No. 11; 12, (g) is No. 13 respectively.
  • Sample No. 13 contains second phase particles that are considered to be carbides. It can be seen that the second phase particles are not present in the sample No. 7. From this fact, when the N addition amount is kept constant and the C addition amount is increased, C is 0.1 at. It was found that second phase particles were formed when the content was greater than or equal to%. Referring to FIGS. 24 and 25, it can be seen that a two-phase structure is formed regardless of whether or not C is added and its addition amount. That is, it can be seen that the pro-eutectoid L1 2 phase and eutectoid structure is formed on the matrix of each sample.
  • composition analysis No. 7 and no. About 13 samples, the composition analysis of the mother phase by EPMA was conducted. Table 9 shows the results. Table 9 shows no. 7 and no. It is a table
  • RT room temperature
  • the tensile strength and elongation characteristic values tend to increase as the amount of C added increases. It can also be seen that the values of tensile strength, yield strength, and elongation all increase when the amount of C added is 0.1 atomic%. In particular, the improvement in elongation characteristics due to the addition of C is remarkable.
  • the elongation characteristic value tends to increase as the amount of C added increases. Even if the amount of C added is 0.1 atomic%, the effect is obtained. Particularly when the amount of C added is more than 2.0 atomic%, the characteristics are remarkably improved as compared with the sample to which C is not added. I understand.
  • the strength (tensile strength) of the sample is strengthened and the elongation is increased in a wide temperature range from room temperature to high temperature.
  • Example 12 to 16 Further, an experiment similar to the experiment in Examples 1 to 5 was performed using Ni: 75 at. %, Al: 9 at. %, V: 13 at. %, Nb: 3 at. %, TiC: 0 to 5.0 at. %, B: 100 wt. The measurement was performed at ppm (the content of TiC is the amount of Ni, Al, V, and Nb with respect to 100 atomic% in total). In this experiment, C was added by TiC, not NbC, and Nb was added separately. The results will be described below as Examples 12 to 16.
  • the cast materials of Comparative Example 3 and Examples 12 to 16 are No. 1 in Table 10.
  • the arc melting furnace atmosphere, electrodes, and mold were the same as in Examples 1-5.
  • the description method of the numerical value of Table 10 is the same as Table 4.
  • Table 11 shows the atomic% of each element when the total of Ni, Al, V, Nb, Ti and C (excluding B) is 100 atomic%.
  • the fabricated sample was subjected to a vacuum heat treatment of 1553 K ⁇ 3 hours as a solution heat treatment.
  • the solution heat treatment also serves as the first heat treatment
  • subsequent furnace cooling corresponds to cooling to a temperature which coexist and L1 2 phase and D0 22 phase.
  • FIG.31 and FIG.32 The photograph is shown in FIG.31 and FIG.32.
  • FIG. 14, no. 15, no. 17 and no. 19 is a SEM photograph (1000 times) of 19 samples
  • FIG. 32 is a SEM photograph (5000 times) when the matrix of the sample is observed at high magnification.
  • the photographs (a), (b), (c), and (d) are No. 14, no. 15, no. 17 and no. It corresponds to each of 19 samples.
  • no. 17 and no. No. 19 contains second-phase particles that are considered to be carbides (indicated by arrows in FIG. 31). 14 and no.
  • composition analysis Further, the composition of the parent phase and carbide (second phase particles) by EPMA was analyzed for the heat-treated sample.
  • Tables 12 and 13 show the results.
  • Table 12 shows no. 14 is a table showing the composition analysis results of the matrix in the 14 samples. It is a table
  • carbides (second phase particles) were observed. Shown to compare the composition with 19 samples.
  • the numerical values in Tables 12 and 13 are all atomic% (at.%).
  • the parent phase of the 19 samples is No. It can be seen that the V and Nb concentrations are lower and the Ti and C concentrations are higher than the parent phase of the 14 samples. No. It can be seen that the carbides (second phase particles) of 19 samples have high concentrations of V and Nb in addition to Ti and C. Furthermore, no. It can be seen that in the 19 samples, the ratio between the concentration of Ti and the concentration of C is not 1: 1 in both the matrix and carbide. From the above, it can be understood that the added TiC is eluted to form a new structure.
  • FIGS. 33 to 36 show no. 14 samples and no. 16 samples, no. 17 samples, no. It is an X-ray diffraction profile of 19 samples.
  • Ni 3 Al (L1 2 phase) is a material constituting the dual multi-phase microstructure, shows a Ni 3 V (D0 22 phase) and the peak position of the TiC. These peak positions are indicated by circles, triangles, and squares, respectively.
  • FIGS. 16 no. 17, no. In 19, a peak due to TiC was observed. No. 14 and no. 16, no. 17, no.
  • any of the samples 19 peaks due to Ni 3 Al (L1 2 phase) and Ni 3 V (D0 22 phase) was observed. From the above, with or without the addition of TiC, in all samples, except for the peak of TiC 2 is a configuration phase of the multi-phase structure Ni 3 Al (L1 2 phase) and Ni 3 V (D0 22 phase) other than It was found that this phase was not formed. Moreover, it turned out that the carbide
  • FIG. 37 shows the result.
  • FIG. 37 is a graph showing the relationship between the amount of TiC added and room temperature Vickers hardness. Referring to FIG. 37, it is found that the hardness is hardest when TiC is not added (about 550 Hv), and the hardness decreases as the amount of TiC added increases. In general, when metals contain impurities, the hardness increases. 15-No. It can be seen that in the 19 samples, the value of Vickers hardness is decreased despite the addition of TiC.
  • FIGS. 44 to 47 show the relationship between yield strength, tensile strength and elongation and the amount of TiC added. 44 to 47 show no. 14-No. It is the graph which analyzed the result of the said tension test of 19 samples.
  • RT room temperature
  • all the characteristic values of yield strength, tensile strength and elongation increase with increasing amount of TiC, and the amount of TiC is maximized in the vicinity of 1 atomic%.
  • the tensile strength exceeds 1.3 GPa in the vicinity of 1 atomic%, and excellent strength characteristics are exhibited when the amount of TiC added is 0.2 atomic% or more and less than 2.5 atomic%.
  • the yield strength, tensile strength, and elongation values tend to decrease with the addition amount of TiC, but the sample without addition of TiC (No. 14). It can be seen that it exhibits the same or better characteristics. Referring to FIG. 45, the yield strength, tensile strength, and elongation all increase with increasing amount of TiC at 873 K as well as at room temperature, and the amount of TiC added reaches a maximum around 1 atomic%. I understand. It can be seen that when the amount of TiC added exceeds 1 atomic%, the value of each characteristic slightly decreases or shows a substantially constant value.
  • FIG. 48 shows the No. after tensile test at room temperature (RT), 1073K, and 1173K. 14 and no. It is a SEM photograph (low-magnification photograph) of the fracture surface of 17 samples.
  • FIG. 49 is an SEM photograph (high-magnification photograph) in which the fracture surface of each sample in FIG. 48 is enlarged and displayed.
  • (a), (b) and (c) are No. 14 samples, (d), (e), (f) were No. The fracture surface of 17 samples is shown.

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Abstract

　本発明によれば、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなり、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。

Description

Ｎｂ及びＣを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金及びその製造方法
　この発明は、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。
　従来、高温で優れた特性を示す合金として、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金が知られている（例えば、特許文献１～３参照）。この合金は、初析Ｎｉ3Ａｌ（Ｌ１2）の間隙に存在するＡｌ（ｆｃｃ）（上部組織）が低温で共析変態し、Ｎｉ3Ａｌ（Ｌ１2）とＮｉ3Ｖ（Ｄ０22）とからなる下部組織である２重複相組織を形成する。このため、この合金は高温で優れた機械的特性を有している。
国際公開第２００６／１０１２１２号パンフレット 国際公開第２００７／０８６１８５号パンフレット 国際公開第２００８／０４１５９２号パンフレット
　上記のようなＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、既存のＮｉ合金に匹敵するかそれを上回る特性を有しているが、室温から高温にわたる広範囲な温度領域において、より優れた引張強度及び延性特性を有するＮｉ基金属間化合物合金が望まれている。例えば、この合金が備える２重複相組織の力学特性を十分引き出すため、より結晶粒界破壊が生じにくいＮｉ基２重複相金属間化合物合金の開発が望まれている。
　この発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、室温から高温にわたる広範囲な温度領域において、優れた引張強度及び延性特性を有する２重複相金属間化合物合金を提供するものである。
　この発明によれば、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなり、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。
　この発明の発明者らは、Ｃ原子の固溶強化による強度上昇とＣ原子の粒界偏析による粒界破壊抑制に着目し、Ｃ原子をＮｉ基２重複相金属間化合物合金に導入することを発案し、鋭意研究を行った。その結果、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ及びＮｂを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金においてＣを含有させることによって、引張強度及び延性特性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。
　この発明によれば、室温から高温にわたる広範囲な温度領域において、引張強度及び延性特性に優れたＮｉ基２重複相金属間化合物合金が提供される。
　以下、この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、この発明の範囲は、以下の記述中で示すものに限定されない。なお、Ｎｏ．２～Ｎｏ．６，Ｎｏ．８～Ｎｏ．１３及びＮｏ．１５～Ｎｏ．１９は、この発明の実施形態に係る試料である。
Ｎｏ．１（比較例）並びにＮｏ．２，Ｎｏ．４及びＮｏ．６（実施例）の試料の断面光学顕微鏡写真である。 Ｎｏ．１（比較例）並びにＮｏ．３，Ｎｏ．４及びＮｏ．６（実施例）の試料のＳＥＭ写真（１０００倍）である。 Ｎｏ．１（比較例）並びにＮｏ．３，Ｎｏ．４及びＮｏ．６（実施例）の試料のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 Ｎｏ．１（比較例）の試料（ｂａｓｅ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．３（実施例）の試料（０．５ａｔ．％　ＮｂＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．４（実施例）の試料（１．０ａｔ．％　ＮｂＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．６（実施例）の試料（５．０ａｔ．％　ＮｂＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例），Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例）の試料について、ＮｂＣの添加量と室温ビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例）の試料（ｂａｓｅ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．２（実施例）の試料（０．２ａｔ．％　ＮｂＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．３（実施例）の試料（０．５ａｔ．％　ＮｂＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．４（実施例）の試料（１．０ａｔ．％　ＮｂＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．５（実施例）の試料（２．５ａｔ．％　ＮｂＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．６（実施例）の試料（５．０ａｔ．％　ＮｂＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例），Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例）の試料について、室温（ＲＴ）における降伏強度、引張強度及び伸びとＮｂＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例），Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例）の試料について、８７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＮｂＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例），Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例）の試料について、１０７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＮｂＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１（比較例），Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例）の試料について、１１７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＮｂＣ濃度との関係を示すグラフである。 引張試験後のＮｏ．１（比較例）及びＮｏ．４（実施例）の破面のＳＥＭ写真である。 引張試験後のＮｏ．１（比較例）及びＮｏ．４（実施例）の破面を拡大して表示したＳＥＭ写真である。 引張試験後のＮｏ．６（実施例）の試料（５．０ａｔ．％　ＮｂＣ）の破面のＳＥＭ写真である。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１０（実施例）の試料のＳＥＭ写真（１０００倍）である。 Ｎｏ．１１～Ｎｏ．１３（実施例）の試料のＳＥＭ写真（１０００倍）である。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１０（実施例）の試料のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 Ｎｏ．１１～Ｎｏ．１３（実施例）の試料のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１３（実施例）の試料について、室温（ＲＴ）における降伏強度、引張強度及び伸びとＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１３（実施例）の試料について、８７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１３（実施例）の試料について、１０７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．７（比較例），Ｎｏ．８～Ｎｏ．１３（実施例）の試料について、１１７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例）並びにＮｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９（実施例）の試料の断面光学顕微鏡写真である。 Ｎｏ．１４（比較例）並びにＮｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９（実施例）の試料のＳＥＭ写真（１０００倍）である。 Ｎｏ．１４（比較例）並びにＮｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９（実施例）の試料のＳＥＭ写真（５０００倍）である。 Ｎｏ．１４（比較例）の試料（ｂａｓｅ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１６（実施例）の試料（０．５ａｔ．％　ＴｉＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１７（実施例）の試料（１．０ａｔ．％　ＴｉＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１９（実施例）の試料（５．０ａｔ．％　ＴｉＣ）のＸ線測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例），Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９（実施例）の試料について、ＴｉＣの添加量と室温ビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例）の試料（ｂａｓｅ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１５（実施例）の試料（０．２ａｔ．％　ＴｉＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１６（実施例）の試料（０．５ａｔ．％　ＴｉＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１７（実施例）の試料（１．０ａｔ．％　ＴｉＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１８（実施例）の試料（２．５ａｔ．％　ＴｉＣ）の降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１９（実施例）の試料（５．０ａｔ．％　ＴｉＣ）降伏強度、引張強度及び伸びの測定結果を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例），Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９（実施例）の試料について、室温（ＲＴ）における降伏強度、引張強度及び伸びとＴｉＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例），Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９（実施例）の試料について、８７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＴｉＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例），Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９（実施例）の試料について、１０７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＴｉＣ濃度との関係を示すグラフである。 Ｎｏ．１４（比較例），Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９（実施例）の試料について、１１７３Ｋにおける降伏強度、引張強度及び伸びとＴｉＣ濃度との関係を示すグラフである。 引張試験後のＮｏ．１４（比較例）及びＮｏ．１７（実施例）の破面のＳＥＭ写真である。 引張試験後のＮｏ．１４（比較例）及びＮｏ．１７（実施例）の破面を拡大して表示したＳＥＭ写真である。
　この発明に係るＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなり、初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織との２重複相組織を有する。
　ここで、残部はＮｉからなるが、この残部には、不可避的不純物が含まれてもよい。以下、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金において，特に記載しない限り、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃ及びＮｉの原子％を合計すると１００原子％の組成となる。
　また、初析Ｌ１2相は、例えば、図３に示されるように、Ａ１相の間に分散されて配置されるＬ１2相であり、（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織は、例えば、同図に示されるように、Ａ１相が分離して形成された、Ｌ１2とＤ０22とで構成される共析組織である。
　Ｎｂ及びＣの含有量は、好ましくは、Ｎｂの含有量が２．０原子％以上７．３原子％以下であり、Ｃの含有量が０原子％より多く４．６原子％以下である。（実施例１～５で示されるように、例えば、Ｎｂの含有量が３．０原子％より多くてもよい。）また、より好ましくは、Ｎｂの含有量が３．１原子％以上５．３原子％以下であり、Ｃの含有量が０．２原子％以上２．４原子％以下である。これらの範囲であれば、引張強度及び延性特性を向上させることができる。
　引張強度及び延性特性の向上は、Ｃによる固溶強化機構の発現とＣの粒界偏析による粒界破壊抑制によるので、Ｎｂの含有量とＣの含有量は、同じ含有量であってもよいし、また、異なる含有量であってよい。例えば、Ｎｂの含有量がＣの含有量より少なくてもよい。また、Ｎｂ及びＣの含有量が微量であっても引張強度及び延性特性が向上するから、Ｎｂ及びＣの含有量は後述するＢの含有量と同程度であってもよい。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、その実施形態において、前記Ａｌ，Ｖ及びＮｉの合金材料に、ＮｂＣを添加して形成されてもよい。つまり、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，の合金材料に、ＮｂＣを添加して形成される合金であってもよい（言い換えると、これらの合金材料にＴｉＣを添加し溶解、凝固させることにより得られる合金であってもよい）。
　この実施形態によれば、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の材料に、Ｃを炭化物として導入するが、添加されたＮｂＣが２重複相組織マトリックス中で第二相粒子として存在する場合においても、あるいは、ＮｂＣがＮｂとＣに分解して２重複相組織マトリックスに固溶する場合のいずれにおいても、２重複相組織の形成の妨げとならない。このため、引張強度及び延性特性を向上させることができる。
　また、前記ＮｂＣの添加量は、０原子％より多く１２．５原子％以下であるとよい。また、ＮｂＣの添加は、例えば、前記合金材料にＮｂＣを添加した溶湯から鋳塊を作製して形成される。ＮｂＣの添加量は、好ましくは、０原子％より多く４．６原子％以下であり、また、より好ましくは、０．２原子％以上２．４原子％以下である。これらの範囲のＮｂＣを添加して形成される合金であれば、より引張強度及び延性特性を向上させることができる。
　なお、前記ＮｂＣの添加量は、前記Ｎｉ，Ａｌ及びＶの合金材料に、ＮｂＣを添加して１００原子％となる数値である。
　また、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、前記発明の構成において、前記Ｎｂ及びＣがＮｂＣとして含まれてもよい。つまり、添加されたＮｂＣが分解されたＮｂとＣとを含むＮｉ基２重複相金属間化合物合金であってもよいが、添加されたＮｂＣが分解されたＮｂ及びＣ並びにＮｂＣ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、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、その実施形態において、前記２重複相組織と異なる組織を有し、この組織が、ＮｂＣを含む組織であってもよい。前記Ａｌ，Ｖ，及びＮｉの合金材料にＮｂＣが添加されて形成される場合、このＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、添加されたＮｂＣが分解されてＮｂとＣを含む２重複相組織を有してもよいが、この２重複相組織のほかＮｂＣを含む組織を有してもよい。例えば、Ｎｂ及びＣを多く含む場合、２重複相組織と異なる組織が形成され、Ｖ，Ｎｂ及びＣを主成分とする第２相粒子（炭化物粒子）が形成される。
　　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、その実施形態において、前記ＮｂＣが添加されて形成される合金のほか、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ及びＣの合金材料から形成される合金（すなわち、これらの材料を溶解、凝固することにより得られる合金）であってもよいし、また、ＴｉＣが添加されてＴｉをさらに含む合金であってもよい。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、その実施形態において、前記構成に加え、さらにＢを含んでもよい。つまり、Ｂの含有量が０重量ｐｐｍであってもよいが、Ｂの含有量が０重量ｐｐｍより多く１０００重量ｐｐｍ以下であってもよい。ＢとＣとが同時に含まれると、ＢとＣとが粒界偏析し、これにより粒界破壊が抑制されるので、上記微量のＢが含有されるとよい（例えば、０重量ｐｐｍより多い含有量であるとよい）。
　また、このＢの含有量は、好ましくは、５０重量ｐｐｍ以上で１０００重量ｐｐｍ以下であり、より好ましくは、１００重量ｐｐｍ以上で８００重量ｐｐｍ以下である。
　なお、Ｂの上記含有量は、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃ及びＮｉを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対する数値である。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、Ａｌ及びＶの含有量が、好ましくは、Ａｌの含有量が６原子％以上１０原子％以下であり、Ｖの含有量が１２．０原子％以上１６．５原子％未満である。Ａｌ及びＶの含有量がこれらの範囲であれば、２重複相組織が形成されやすい。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、上記で説明したＡｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃ，Ｎｉ及び不可避的不純物のほか、Ｔｉをさらに含んでもよい。例えば、Ｔｉをさらに含み、Ｔｉの含有量が０．０より多く４．６以下であってもよい。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の第１の製造方法は、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなる溶湯を徐冷することにより、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を形成する工程と、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を有する組織を冷却することにより、Ａ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程とを備える。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の第２の製造方法は、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなる溶湯で鋳塊を作製する工程と、前記鋳塊に対して、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度で第1熱処理を行う工程と、第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程と、を備える。
　ここで、第１及び第２の製造方法において、溶湯で鋳塊を作製する前記工程は、Ｎｉを主成分とし、Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，の合金材料からなる溶湯で鋳塊を作製する工程を含む。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の第３の製造方法は、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，ＮｂＣ：０原子％より多く１２．５原子％以下，の合金材料からなる溶湯を徐冷することにより、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を形成する工程と、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を有する組織を冷却することにより、Ａ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程とを備える。
　また、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の第４の製造方法は、Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，ＮｂＣ：０原子％より多く１２．５原子％以下，の合金材料からなる溶湯で鋳塊を作製する工程と、前記鋳塊に対して、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度で第1熱処理を行う工程と、第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程とを備える。
　ここで、溶湯を徐冷して鋳造するとは、例えば、セラミックス製の鋳型を用いて鋳造を行うほか、金型に鋳造する場合に、金型を断熱材等で包む等によって実施できる。
　また、上記ＮｂＣを含有する溶湯から鋳塊を作製する工程において、Ｎｉ,Ａｌ及びＶの合金材料にＮｂＣが添加されて溶湯が作製される。ＮｂＣの含有量（添加量）、好ましくは０原子％より多く４．６原子％以下であり、より好ましくは、０．２原子％以上２．４原子％以下である。
　また、これらの製造方法は、その実施形態において、前記工程に加え、さらに、均質化熱処理又は溶体化熱処理を備えてもよい。均質化熱処理又は溶体化熱処理は、例えば、１５０３Ｋ以上１６０３Ｋ以下の温度で行ってもよい。
　また、第1熱処理は、均質化熱処理又は溶体化熱処理を兼ねてもよい。
　なお、この発明の第１及び第２の製造方法において、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃ及びＮｉから合計１００原子％の組成となる。一方、この発明の第３及び第４の製造方法において、上記ＮｂＣの含有量（添加量）は、前記Ｎｉ，Ａｌ及びＶの合金材料に、ＮｂＣを添加して１００原子％となる数値である。上記溶湯から鋳塊を作製する工程における溶湯とは、上記含有量（添加量）のＮｂＣを添加して１００原子％とした合金材料の溶湯を意味する。
　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．％で表記される。）
　以下、これらの実施形態の各元素について詳述する。
　Ａｌの具体的な含有量は，５ａｔ．％より多く１３ａｔ．％以下であり、例えば５．５，６，６．５，７，７．５，８，８．５，９，９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５又は１３ａｔ．％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，９．５ａｔ．％以上で１７．５ａｔ．％未満であり、例えば９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５，１３，１３．５，１４，１４．５，１５，１５．５，１６，１６．５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。
　Ｎｂの具体的な含有量は，０．０ａｔ．％より多く１２．５ａｔ．％以下であり、好ましくは、２．０原子％以上７．３原子％以下である。例えば、０．１，０．５，１，１．５，２．０，２．５，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．９，４，４．５，５，５．２，５．３，５．５，６，６．５，７，７．２，７．３，７．５，８，８．５，９，９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５ａｔ．％である。Ｎｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。
　Ｃの具体的な含有量は、０ａｔ．％より多く１２．５ａｔ．％以下であり、例えば，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．９，１，１．５，２，２．３，２．４，２．５，３，３．５，４，４．５，４．６，５，５．５，６，６．５，７，７．５，８，８．５，９，９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５ａｔ．％である。
　また、Ｎｂ及びＣの含有量は、ＮｂＣを上記各元素からなる材料に添加して溶解させてなる含有量であってもよいが、その場合のＮｂＣの具体的な含有量は、０ａｔ．％より多く１２．５ａｔ．％以下であり、例えば、１，２，３，４，５，１０，１２，１２．５ａｔ．％である。また、好ましくは、０ａｔ．％より多く４．６ａｔ．％以下である。例えば０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．９，１，１．５，２，２．３，２．４，２．５，３，３．５，４，４．５，４．６ａｔ．％である。Ｎｂ，Ｃ及びＮｂＣ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、これらＮｂＣの添加量は、前記Ｎｉ，Ａｌ及びＶの合金材料に、ＮｂＣを添加して１００原子％となる数値である。
　Ｎｉの具体的な含有量（含有率）は，好ましくは７３～７７ａｔ．％であり，さらに好ましくは７４～７６ａｔ．％である。このような範囲であれば，Ｎｉの含有量と，（Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ）の含有量の合計が３：１に近くなり，２重複相組織を構成の相であるＬ１2相及びＤ０22相以外の相が出現しにくくなるからである。Ｎｉの具体的な含有量は，例えば７３，７３．５，７４，７４．５，７５，７５．５，７６，７６．５又は７７ａｔ．％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。
　Ｂの具体的な含有量は、５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下であり、例えば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の上記含有量は、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃ及びＮｉを含む合計１００原子％の組成の合計重量に対する数値である。
　この発明の実施形態に係るＮｉ基２重複相金属間化合物合金の具体的な組成は、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
　なお、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金は、後述するように、初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織との２重複相組織が形成される。Ｌ１2相は、Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物相であり、Ｄ０22相は、Ｎｉ3Ｖ金属間化合物相である。また、Ｌ１2相、Ｄ０22相のほか、その組成により、Ｎｉ3Ｎｂ金属間化合物相であるＤ０a相を含む。
　次に、Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法について、説明する。
　まず、各元素が上記で説明した割合となるように地金を秤量し、これを加熱することにより溶解させて、この溶湯を冷却することにより凝固させる。
　ここで、Ｎｂ及びＣは、炭化物であるＮｂＣを用いることにより、上記割合となるようにしてもよい。ＮｂＣであれば、２重複相組織が形成されやすく、引張強度及び延性特性が向上したＮｉ基２重複相金属間化合物合金を容易に製造できるからである。
　次いで、凝固した合金材に対して、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度で第1熱処理を行い、第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる。
これにより、初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基２重複相金属間化合物合金が形成される。
　なお、Ｌ１2相は、Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物相であり、Ａ１相は、ｆｃｃ固溶体相であり、Ｄ０22相は、Ｎｉ3Ｖ金属間化合物相である。
　２重複相組織を有する金属間化合物合金は、特許文献１～３に記載された方法によって作製することができる。例えば、特許文献３に示すように、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，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１2相とＤ０22相及び又はＤ０a相とが共存する温度に冷却するか，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２重複相組織を形成する工程によって製造することができる。
　但し、これらの特許文献では、独立したプロセスとして初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度での熱処理を行うことによって上部複相組織を形成しているが、この熱処理を行う代わりに金属間化合物合金の鋳塊を作製する際に溶湯を徐冷することによっても上部複相組織を形成することができる。溶湯を徐冷した場合、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滞在することになるので、上記熱処理を行った場合と同様に初析Ｌ１2相とＡ１相とからなる上部複相組織が形成されるからである。
　第１熱処理及び第２熱処理は、特許文献１～３の方法によってもよいが、この発明のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の場合、例えば、第1熱処理は、１５０３～１６０３Ｋで行い、溶体化熱処理（均質化熱処理）を兼ねる。
　次に、実施例を挙げてこの発明を具体的に説明する。以下の実施例では、鋳造材を作製し外観観察をした後、鋳造材に対して熱処理を施すことによって２重複相組織を有する金属間化合物を作製して，その機械的特性を調べた。
〔実施例１～５〕
　比較例１及び実施例１～５の鋳造材は、表４のＮｏ．１～６に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＢ，ＮｂＣの粉体（粒径約１～３μｍ）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作製した。アーク溶解炉の雰囲気は，まず，溶解室内を真空排気し，その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は，非消耗タングステン電極を用い，鋳型には水冷式銅ハースを使用した。以下の説明では，上記鋳造材を「試料」と呼ぶ。
　なお、表４において、ＮｂＣとＢの数値は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂを含む合計１００ａｔ．％の組成に対する原子％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　また、表４において、ＮｂＣが添加されていない、Ｎｏ．１の試料が比較例１であり（以下、基本合金ともいう）、ＮｂＣが添加されている、Ｎｏ．２～６の試料が本発明の実施例１～５である。なお、参考として、表５に、表４の試料における各元素の含有量を示す（表５は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ及びＣの合計（Ｂを除く）を１００％としたときの各元素の原子％である。添加されたＮｂＣは、１個のＮｂＣ化合物がＮｂ原子１個とＣ原子１個に完全に分解するものとして換算した。）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（鋳造材の外観観察）
　作製された試料について、その断面の観察を行った。図１にＮｏ．１，Ｎｏ．２，Ｎｏ．４及びＮｏ．６の断面光学顕微鏡写真を示す。図１において（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の各写真は、Ｎｏ．１，Ｎｏ．２，Ｎｏ．４，Ｎｏ．６の試料の各写真にそれぞれ対応している。
　図１を参照すると、Ｎｏ．２から結晶粒が微細化していることがわかる。
また、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の断面観察から、ＮｂＣの添加量が０．２ａｔ．％から０．５ａｔ．％の間で、結晶粒の微細化が進むことが判明した。
　次に、作製された試料に対して、溶体化熱処理として１５５３Ｋ×５時間の真空熱処理を施した。
　なお、この実験において、上記溶体化熱処理が第１熱処理を兼ねており、その後の炉冷が、Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度への冷却に相当する。
（組織観察）
　次に、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２及び図３にその写真を示す。図２は、Ｎｏ．１，Ｎｏ．２，Ｎｏ．４及びＮｏ．６の試料の金属組織写真（１０００倍）であり、図３は同試料の母相（matrix）を高倍率で観察したときの金属組織写真（５０００倍）である。また、図２及び図３において、（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の各写真は、Ｎｏ．１，Ｎｏ．２，Ｎｏ．４及びＮｏ．６の各試料にそれぞれ対応している。
　図２を参照すると、ＮｂＣが添加された試料のＮｏ．３，Ｎｏ．４及びＮｏ．６には、炭化物と考えられる第２相粒子が存在し、ＮｂＣが添加されていない試料であるＮｏ．１にはこの第２相粒子が存在しないことがわかる（図２における矢印の部分）。
　図３を参照すると、ＮｂＣの添加の有無にかかわらず、各試料の母相に２重複相組織が形成されていることがわかる。また、各試料の母相に初析Ｌ１2相と共析組織が形成されていることがわかる。これらのことから、ＮｂＣの添加によるＣが金属間化合物に導入されても、２重複相組織が維持されることがわかった。
（組成分析）
　また、熱処理が施された試料について、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）による母相と炭化物（第２相粒子）の組成分析を行った。表６及び表７にその結果を示す。表６は、Ｎｏ．１の試料における母相（matrix）の組成分析結果を示す表であり、表７は、Ｎｏ．６の試料における母相（matrix）及び炭化物（第２相粒子：表では「Dispersion」と記載）の組成分析結果を示す表である。Ｎｏ．１の試料は、炭化物（第２相粒子）が観察されたＮｏ．６の試料と組成を比較するために示す。なお，表６と表７中の数値はすべて原子％（ａｔ．％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６及び表７を参照すると、Ｎｏ．６の試料の母相は、Ｎｏ．１の試料の母相よりもＶの濃度が低く、Ｃの濃度が高いことがわかる。また、Ｎｏ．６の試料の炭化物（第２相粒子）は、Ｎｂ及びＣのほか、Ｖ，の濃度が高いことがわかる。さらに、Ｎｏ．６の試料は、母相及び炭化物ともに、Ｎｂの濃度とＣの濃度との比が１対１ではないことがわかる。
　以上から、添加されたＮｂＣは、溶出して新たな組織を形成していることが理解できる。また、ＮｂＣを添加することにより、Ｃが母相に、Ｖが炭化物（第２相粒子）にそれぞれ分配されて固溶したことが理解できる。表６及び表７から、ＮｂＣ以外に、Ｎｂ及びＣを別々に試料に導入しても２重複相組織を形成できることが推察できる。
（相同定）
　次に、熱処理された試料について、金属組織の相を同定するためＸ線測定（ＸＲＤ，Xray diffraction）を行った。図４～図７にその結果を示す。図４～図７は、Ｎｏ．１の試料及びＮｏ．３の試料，Ｎｏ．４の試料，Ｎｏ．６の試料のＸ線回折プロファイルである。図の中の印は、２重複相組織を構成する材料であるＮｉ3Ａｌ（L１2相），Ｎｉ3Ｖ（Ｄ０22相）及びＮｂＣのピーク位置を示している。これらのピーク位置は、おのおの、丸印、三角印、四角印で示している。
　図４～図７に示されるように、Ｎｏ．３，Ｎｏ．４，Ｎｏ．６において、ＮｂＣによるピークが観察された。Ｎｏ．１及びＮｏ．３，Ｎｏ．４，Ｎｏ．６のいずれの試料においても、Ｎｉ3Ａｌ（L１2相）及びＮｉ3Ｖ（Ｄ０22相）によるピークが観察された。以上から、ＮｂＣの添加の有無によらず、すべての試料で、ＮｂＣのピークを除いて、２重複相組織の構成相であるＮｉ3Ａｌ（L１2相）及びＮｉ3Ｖ（Ｄ０22相）以外の相は形成されていないことがわかった。また、上記組織観察で観察された炭化物（第２相粒子）がＮｂＣであることがわかった。
（ビッカース硬さ試験）
　次に、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さ試験は、室温において各試料に正４角錐のダイヤモンド製圧子を押し込むことによって行った。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８にその結果を示す。図８は、ＮｂＣの添加量と室温ビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
　図８を参照すると、ＮｂＣの添加量が増加するに従いその硬さも増加していることがわかる。ＮｂＣの添加量が２．５ａｔ．％以上でほぼ一定の値となっていることがわかる。
一般に金属は不純物が含まれるとその硬さを増すが、この実験でもＮｂＣを添加することにより、ビッカース硬さの値が増すことがわかった。
（引張試験）
　次に、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料について、引張試験を行った。引張試験は、室温～１１７３Ｋの範囲で、ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて、真空中、ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図９～図１４に示す。図９～図１４は、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料の降伏強度（yield strength）,引張強度（ＵＴＳ，ultimate tensile strength）及び伸び（elongation）と温度との関係を示したグラフである。
　図９～図１４を参照すると、ＮｂＣが添加されていない試料（Ｎｏ．１）が、約１０７３Ｋまで強度の逆温度依存性を示すことがわかる（図９）。つまり、温度の上昇とともに引張強度の値が上昇していることがわかる。また、これと同様にＮｂＣが添加されている試料（Ｎｏ．２～Ｎｏ．６）も８７３Ｋまで強度の逆温度依存性を示すことがわかる（図１０～図１４）。さらに、ＮｂＣの添加の有無にかかわらず、室温から高温において測定したすべての温度領域で０．３％～４．７％の伸びを示すことがわかる。
　次に、図１５～図１８に、降伏強度,引張強度及び伸びとＮｂＣの添加量との関係を示す。図１５～図１８は、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料の上記引張試験の結果を解析したグラフである。
　図１５を参照すると、室温（ＲＴ）では、ＮｂＣの添加量の増加とともに降伏強度,引張強度，伸びのすべての特性値が上昇しＮｂＣの添加量が１原子％付近で最大となることがわかる。特に、引張強度は１原子％付近で１．３ＧＰａを超えており、ＮｂＣの添加量が０．２原子％以上２．５原子％未満で優れた強度特性を示している。また、ＮｂＣの添加量が１原子％を超えると、ＮｂＣの添加量とともに降伏強度,引張強度及び伸びの値が減少していく傾向があるものの、降伏強度及び引張強度の値は、ＮｂＣが添加されていない試料（Ｎｏ．１）と同程度かそれ以上の特性を示すことがわかる。
　また、図１６を参照すると、室温と同様に８７３ＫにおいてもＮｂＣの添加量の増加とともに降伏強度,引張強度，伸びのすべての値が上昇しＮｂＣの添加量が１原子％付近で最大となることがわかる。ＮｂＣの添加量が１原子％を超えると、各特性の値はやや減少するか、又はほとんど一定の値を示すことがわかる。特に、ＮｂＣの添加量が０．２原子％以上２．５原子％未満で優れた強度特性を示している。降伏強度及び引張強度は、ＮｂＣの添加量が１原子％を超えてもＮｂＣが添加されていない試料と比較して優れた特性を示している。
　さらに、図１７を参照すると、ＮｂＣの添加量の増加とともに伸びの値が上昇している。また、図１７及び図１８を参照すると、降伏強度,引張強度はほとんど一定の値を示している。
　以上のように、ＮｂＣを添加することにより、室温で、試料の強度（降伏強度,引張強度）が強化されていることがわかる。特に、ＮｂＣの添加量が２．５原子％未満のときに顕著であることがわかる。また、ＮｂＣの添加量が１．０原子％のときに、延性（伸び）が最も向上していることがわかる（室温～１０７３Ｋ）。
　これは、ＮｂＣから分解したＣが母相に固溶し、このため、固溶強化が生じたものと考えられる。また、この固溶強化は、低温領域で効果的に発現したものと考えられる。従って、ＮｂＣの添加による強度の向上は室温～８７３Ｋで著しい。
　さらに、Ｃが固溶する量には限度（固溶限）があるため、その限度まではＮｂＣの添加とともに強度が向上し、その限度を超えると強度の向上が止まるものと考えられる。このため、ＮｂＣの添加量が１％付近で強度は最大となると考えられる。
　次に、引張試験後の各試料について破面観察を行った。図１９，図２０及び図２１に各試料の破面を示す。図１９は、室温（ＲＴ）、１０７３Ｋ，１１７３Ｋの各温度における引張試験後のＮｏ．１及びＮｏ．４試料の破面のＳＥＭ写真（低倍率写真）である。また、図２０は、図１９における各試料の破面を拡大して表示したＳＥＭ写真（高倍率写真）である。これらの図面において、（ａ），（ｂ），（ｃ）がＮｏ．１の試料、（ｄ），（ｅ），（ｆ）がＮｏ．４の試料、の破面を示している。図２１は、Ｎｏ．６の破面を拡大したＳＥＭ写真である。（ａ）は、室温、（ｂ）は、１０７３Ｋ、の引張試験後の破面である。
　図１９及び図２０に示されるように、Ｎｏ．１の試料では、室温で擬へき開状破壊の様相を呈し、温度上昇とともに粒界破壊の傾向が大きくなっている。１１７３Ｋでは完全に粒界破壊をしていた（図１９及び図２０の（ａ），（ｂ），（ｃ））。
　一方、Ｎｏ．４の試料では、室温から高温（１１７３Ｋ）において延性的な粒内破壊が見られた。また炭化物（第２相粒子）周辺では、ディンプル破壊の様式が見られた（図１９及び図２０の（ｄ），（ｅ），（ｆ））。
　図２１に示されるように、炭化物の添加量が多い試料では、炭化物が粗大化しているため、炭化物が亀裂の発生原因になっていた（図２１の丸で囲まれた範囲）。
　以上から、ＮｂＣを添加することにより、粒界破壊が抑制されて粒内破壊が起こるようになると考えられる。このため、延性が向上すると考えられる。また、炭化物の観察から、炭素の添加量が適切であれば、炭素が延性に寄与することが理解できる。
〔実施例６～１１〕
　次に、別の試料である比較例２及び実施例６～１１を作製して、その機械的特性を調べた。
　比較例２及び実施例６～１１の鋳造材は、材料の地金の構成を除いてＮｏ．１～Ｎｏ．６の試料と同様にして作製した。すなわち、ＮｂＣの粉体を材料とするのではなく、表８のＮｏ．７～１３に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＣ，Ｂの粉体を材料とした。そして、これらの材料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を作製した。アーク溶解炉の雰囲気は、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料の作製と同様にし、電極及び鋳型もＮｏ．１～Ｎｏ．６の試料の作製と同様のものを用いた。
　ここで、表８において、Ｃが添加されていないＮｏ．７の試料が比較例２であり（基本合金ともいう）、Ｃが添加されているＮｏ．８～１３の試料が本発明の実施例６～１１である。
　なお、表８において、Ｂ及びＣの数値は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂを含む合計１００ａｔ．％の組成に対する原子％の値である。Ｃは原子％のほか、参考としてｗｔ．ｐｐｍの値を記載している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　次に、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料と同様に、作製された鋳造材に対して、溶体化熱処理として１５５３Ｋ×３時間の真空熱処理を施して、Ｎｏ．７～Ｎｏ．１３の試料を作製した。（この溶体化熱処理が第１熱処理を兼ね、その後の炉冷が、Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度への冷却に相当することも実施例１～５と同じである。）
（組織観察）
　次に、作製されたＮｏ．７～Ｎｏ．１３の試料について、ＳＥＭによる組織観察を行った。図２２～図２５にその写真を示す。図２２～図２５は、Ｎｏ．７～Ｎｏ．１３の試料のＳＥＭ写真であり、図２２及び図２３が低倍率写真（１０００倍）であり、図２４及び図２５が同試料の母相（ｍａｔｒｉｘ）の高倍率写真（５０００倍）である。図２２～図２５において、（ａ）がＮｏ．７、（ｂ）がＮｏ．８、（ｃ）がＮｏ．９、（ｄ）がＮｏ．１０、（ｅ）がＮｏ．１１、（ｆ）がＮｏ．１２、（ｇ）がＮｏ．１３にそれぞれ対応している。
　図２２及び図２３を参照すると、Ｃが０．１ａｔ．％以上添加されているＮｏ．８～Ｎｏ．１３の試料には、炭化物と考えられる第２相粒子が存在し、Ｎｏ．７の試料には、この第２相粒子が存在しないことがわかる。このことから、Ｎｂ添加量を一定にしてＣ添加量を増加させると、Ｃが０．１ａｔ．％以上のときに第２相粒子が形成されることがわかった。
　また、図２４及び図２５を参照すると、Ｃの添加の有無及びその添加量によらず、２重複相組織が形成されていることがわかる。すなわち、各試料の母相に初析Ｌ１2相と共析組織が形成されていることがわかる。この組織観察から、ＮｂＣの添加の場合（Ｎｏ．１～Ｎｏ．６の試料の場合）と同様に、ＮｂとＣが別々に金属間化合物に導入されても（Ｎｂ添加量を一定にしたままでＣ添加量を増加させたとしても）、２重複相組織が維持されることがわかった。
（組成分析）
　また、Ｎｏ．７及びＮｏ．１３の試料について、ＥＰＭＡによる母相の組成分析を行った。表９にその結果を示す。表９は、Ｎｏ．７及びＮｏ．１３の試料の組成分析結果を示す表である。表８の数値はすべて原子％（ａｔ．％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９を参照すると、Ｎｏ．１３の試料の母相は、Ｎｏ．７の試料の母相よりもＶの濃度が低いものの、他の組成はほぼ同じであることがわかる。この結果から、ほぼ同じ濃度からなる母相が形成されていることはわかる。
　なお、Ｎｏ．１３の炭化物（第２相粒子）について、ＥＰＭＡによる分析を行った結果、Ｖ及びＮｂが炭化物を形成している（Ｖ，Ｎｂ及びＣが主成分の組織）ことがわかった（炭化物が細かく正確な分析ができなかったため、表に掲載せず）。
（引張試験）
　次に、Ｎｏ．７～Ｎｏ．１３の試料について引張試験を行った。引張試験は、室温～１１７３Ｋの範囲で、ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて、真空中、ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図２６～図２９に示す。図２６～図２９は、Ｎｏ．７～Ｎｏ．１３の試料の降伏強度（yield strength）,引張強度（ＵＴＳ，ultimate tensile strength）及び伸び（elongation）とＣ濃度との関係を示したグラフである。試験温度は、図２６が室温（ＲＴ）、図２７が８７３Ｋ、図２８が１０７３Ｋ、図２９が１１７３Ｋである。
　図２６を参照すると、室温（ＲＴ）では、Ｃの添加量の増加とともに引張強度，伸びの特性値が上昇する傾向にあることがわかる。また、引張強度、降伏強度、伸びのいずれもＣの添加量が０．１原子％でその値が上昇していることがわかる。特にＣの添加による伸び特性の改善が顕著である。
　また、図２７を参照すると、８７３Ｋにおいても、Ｃの添加量の増加とともに伸びの特性値が上昇する傾向にあることがわかる。Ｃの添加量が０．１原子％でも効果があり、特に、Ｃの添加量が２．０原子％より多いときに、Ｃが添加されていない試料よりも顕著に特性が改善していることがわかる。
　また、図２８及び図２９を参照すると、１０７３Ｋ及び１１７３Ｋにおいても同様の傾向があることがわかる。すなわち、１０７３Ｋ及び１１７３ＫにおいてもＣの添加量の増加とともに伸びの特性値が上昇する傾向にあることがわかる。
　以上のように、基本組成に対してＣを添加することにより、室温から高温の広範な温度域で、試料の強度（引張強度）が強化され，かつ伸びも増大していることがわかる。
〔実施例１２～１６〕
　さらに、実施例１～５の実験と同様の実験を、Ｎｉ：７５ａｔ．％，Ａｌ：９ａｔ．％，Ｖ：１３ａｔ．％，Ｎｂ：３ａｔ．％，ＴｉＣ：０～５．０ａｔ．％，Ｂ：１００ｗｔ．ｐｐｍ（ＴｉＣの含有量は、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの合計１００原子％に対する量）で実施した。この実験はＮｂＣではなく、ＴｉＣによりＣを添加し、Ｎｂは別々に添加した。その結果を以下に実施例１２～１６として説明する。
　比較例３及び実施例１２～１６の鋳造材は、表１０のＮｏ．１４～１９に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの地金（それぞれ純度９９．９重量％）及びＢ，ＴｉＣの粉体（粒径約１～３μｍ）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作製した。アーク溶解炉の雰囲気、電極及び鋳型は、実施例１～５と同様にした。なお、表１０の数値の記載方法は表４と同じである。表４に対する表５の場合と同様に、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ及びＣの合計（Ｂを除く）を１００原子％としたときの各元素の原子％を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　ここで、表１０及び表１１において、ＴｉＣが添加されていない、Ｎｏ．１４の試料が比較例３であり（基本合金ともいう）、ＴｉＣが添加されている、Ｎｏ．１５～１９の試料が本発明の実施例１２～１６である。
（鋳造材の外観観察）
　作製された試料について、その断面の光学顕微鏡観察を行った。図３０にＮｏ．１４，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９の断面写真を示す。図３０において（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の各写真は、Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９の試料の各写真にそれぞれ対応している。
　図３０を参照すると、Ｎｏ．１５から結晶粒が微細化していることがわかる。
また、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１９の外観観察から、ＴｉＣの添加量が０．２ａｔ．％から０．５ａｔ．％の間で、結晶粒の微細化が進むことが判明した。これは、ＮｂＣの添加の実験（Ｎｏ．１～Ｎｏ．６）と同様の結果であった。
　次に、作製された試料に対して、溶体化熱処理として１５５３Ｋ×３時間の真空熱処理を施した。
　なお、この実験において、上記溶体化熱処理が第１熱処理を兼ねており、その後の炉冷が、Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度への冷却に相当する。
（組織観察）
　次に、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３１及び図３２にその写真を示す。図３１は、Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９の試料のＳＥＭ写真（１０００倍）であり、図３２は同試料の母相（matrix）を高倍率で観察したときのＳＥＭ写真（５０００倍）である。また、図３１及び図３２において、（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の各写真は、Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９の各試料にそれぞれ対応している。
　図３１を参照すると、ＴｉＣが添加された試料のうちＮｏ．１７及びＮｏ．１９には、炭化物と考えられる第２相粒子が存在し（図３１における矢印の部分）、Ｎｏ．１４及びＮｏ．１５にはこの第２相粒子が存在しないことがわかる。
　図３２を参照すると、ＴｉＣの添加の有無にかかわらず、各試料の母相に２重複相組織が形成されていることがわかる。また、各試料の母相に初析Ｌ１2相と共析組織が形成されていることがわかる。これらのことから、ＴｉＣの添加によるＣが金属間化合物に導入されても、２重複相組織が維持されることがわかった。これはＮｂＣの添加におけるＣの場合と同様であった。
（組成分析）
　また、熱処理が施された試料について、ＥＰＭＡによる母相と炭化物（第２相粒子）の組成分析を行った。表１２及び表１３にその結果を示す。表１２は、Ｎｏ．１４の試料における母相（matrix）の組成分析結果を示す表であり、表１３は、Ｎｏ．１９の試料における母相（matrix）及び炭化物（第２相粒子：表では「Dispersion」と記載）の組成分析結果を示す表である。Ｎｏ．１４の試料は、炭化物（第２相粒子）が観察されたＮｏ．１９の試料と組成を比較するために示す。なお，表１２と表１３中の数値はすべて原子％（ａｔ．％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表１２及び表１３を参照すると、Ｎｏ．１９の試料の母相は、Ｎｏ．１４の試料の母相よりもＶ，Ｎｂの濃度が低く、Ｔｉ及びＣの濃度が高いことがわかる。また、Ｎｏ．１９の試料の炭化物（第２相粒子）は、Ｔｉ及びＣのほか、Ｖ，Ｎｂの濃度が高いことがわかる。さらに、Ｎｏ．１９の試料は、母相及び炭化物ともに、Ｔｉの濃度とＣの濃度との比が１対１ではないことがわかる。以上から、添加されたＴｉＣは、溶出して新たな組織を形成していることが理解できる。また、ＴｉＣを添加することにより、Ｔｉ及びＣが母相に、Ｖ及びＮｂが炭化物（第２相粒子）にそれぞれ分配され、固溶したことが理解できる。Ｔｉ及びＣの母相への固溶は、その量が異なるので、ＴｉＣ以外に、Ｔｉ及びＣを別々に試料に導入しても２重複相組織を形成できることが推察できる。これはＮｂとＣを別々に試料に導入しても２重複相組織を形成できることを示すものであり、ＮｂＣの添加の実験（Ｎｏ．１～Ｎｏ．６）と同様の結果であった。
（相同定）
　次に、熱処理された試料について、金属組織の相を同定するためＸ線測定を行った。図３３～図３６にその結果を示す。図３３～図３６は、Ｎｏ．１４の試料及びＮｏ．１６の試料，Ｎｏ．１７の試料，Ｎｏ．１９の試料のＸ線回折プロファイルである。図の中の印は、２重複相組織を構成する材料であるＮｉ3Ａｌ（L１2相），Ｎｉ3Ｖ（Ｄ０22相）及びＴｉＣのピーク位置を示している。これらのピーク位置は、おのおの、丸印、三角印、四角印で示している。
　図３３～図３６に示されるように、Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９において、ＴｉＣによるピークが観察された。Ｎｏ．１４及びＮｏ．１６，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１９のいずれの試料においても、Ｎｉ3Ａｌ（L１2相）及びＮｉ3Ｖ（Ｄ０22相）によるピークが観察された。以上から、ＴｉＣの添加の有無によらず、すべての試料で、ＴｉＣのピークを除いて２重複相組織の構成相であるＮｉ3Ａｌ（L１2相）及びＮｉ3Ｖ（Ｄ０22相）以外の相は形成されていないことがわかった。また、上記組織で観察された炭化物（第２相粒子）がＴｉＣであることがわかった。
（ビッカース硬さ試験）
　次に、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１９の試料について、ビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さ試験は、室温において各試料に正４角錐のダイヤモンド製圧子を押し込むことによって行った。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３７にその結果を示す。図３７は、ＴｉＣの添加量と室温ビッカース硬さとの関係を示すグラフである。
　図３７を参照すると、ＴｉＣが添加されていないときが最も硬く（約５５０Ｈｖ）、ＴｉＣの添加量が増加するに従いその硬さも減少することがわかる。一般に金属は不純物が含まれるとその硬さを増すが、Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９の試料では、ＴｉＣが添加されているにもかかわらず、ビッカース硬さの値が減少していることがわかる。
（引張試験）
　次に、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１９の試料について、引張試験を行った。引張試験は、室温～１１７３Ｋの範囲で、ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて、真空中、ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図３８～図４３に示す。図３８～図４３は、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１９の試料の降伏強度,引張強度及び伸びと温度との関係を示したグラフである。
　図３８～図４３を参照すると、ＴｉＣが添加されていない試料（Ｎｏ．１４）が、約１０７３Ｋまで強度の逆温度依存性を示すことがわかる（図３８）。つまり、温度の上昇とともに引張強度の値が上昇していることがわかる。また、これと同様にＴｉＣが添加されている試料（Ｎｏ．１５～Ｎｏ．１９）も８７３Ｋ又は１１７３Ｋまで強度の逆温度依存性を示すことがわかる（図３９～図４３）。さらに、ＴｉＣの添加の有無にかかわらず、室温から高温において測定したすべての温度領域で０．６５％～５．３％の伸びを示すことがわかる。ＮｂＣの添加の実験（Ｎｏ．１～Ｎｏ．６）では、０．３～４．７％の伸びであったので、同様の傾向を示すことがわかる。
　次に、図４４～図４７に、降伏強度,引張強度及び伸びとＴｉＣの添加量との関係を示す。図４４～図４７は、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１９の試料の上記引張試験の結果を解析したグラフである。
　図４４を参照すると、室温（ＲＴ）では、ＴｉＣの添加量の増加とともに降伏強度,引張強度，伸びのすべての特性値が上昇しＴｉＣの添加量が１原子％付近で最大となることがわかる。特に、引張強度は１原子％付近で１．３ＧＰａを超えており、ＴｉＣの添加量が０．２原子％以上２．５原子％未満で優れた強度特性を示している。また、ＴｉＣの添加量が１原子％を超えると、ＴｉＣの添加量とともに降伏強度,引張強度及び伸びの値が減少していく傾向があるものの、ＴｉＣが添加されていない試料（Ｎｏ．１４）と同程度かそれ以上の特性を示すことがわかる。
　また、図４５を参照すると、室温と同様に８７３ＫにおいてもＴｉＣの添加量の増加とともに降伏強度,引張強度，伸びのすべての値が上昇しＴｉＣの添加量が１原子％付近で最大となることがわかる。ＴｉＣの添加量が１原子％を超えると、各特性の値はやや減少するか、又はほとんど一定の値を示すことがわかる。特に、ＴｉＣの添加量が０．２％原子以上２．５原子％未満で優れた強度特性を示している。
　さらに、図４６及び図４７を参照すると、ＴｉＣの添加量の増加とともに伸びの値が上昇しＴｉＣの添加量が１原子％付近で最大となるか又はほとんど一定の値をとることがわかる。
　以上のように、ＴｉＣを添加することにより、室温で、試料の強度（降伏強度,引張強度）が強化されていることがわかる。特に、ＴｉＣの添加量が２．５原子％未満のときに顕著であることがわかる。また、ＴｉＣを添加することにより、室温のみならず高温においても延性（伸び）が向上していることがわかる。特に、ＴｉＣの添加量が１原子％となるまで、その添加に応じて延性が向上している。
　これは、ＴｉＣから分解したＣが母相に固溶し、このため、固溶強化が生じたものと考えられる。また、この固溶強化は、低温領域で効果的に発現したものと考えられる。従って、ＴｉＣの添加による強度の向上は室温～８７３Ｋで著しい。
　さらに、Ｃが固溶する量には限度（固溶限）があるため、その限度まではＴｉＣの添加とともに強度が向上し、その限度を超えると強度の向上が止まるものと考えられる。このため、ＴｉＣの添加量が１％付近で強度は最大となると考えられる。
　次に、引張試験後の各試料について破面観察を行った。図４８及び図４９に各試料の破面を示す。図４８は、室温（ＲＴ）、１０７３Ｋ，１１７３Ｋの各温度における引張試験後のＮｏ．１４及びＮｏ．１７試料の破面のＳＥＭ写真（低倍率写真）である。また、図４９は、図４８における各試料の破面を拡大して表示したＳＥＭ写真（高倍率写真）である。これらの図面において、（ａ），（ｂ），（ｃ）がＮｏ．１４の試料、（ｄ），（ｅ），（ｆ）がＮｏ．１７の試料、の破面を示している。
　図４８及び図４９に示されるように、Ｎｏ．１４の試料では、室温で擬へき開状破壊の様相を呈し、温度上昇とともに粒界破壊の傾向が大きくなっている。１１７３Ｋでは完全に粒界破壊をしていた（図４８及び図４９の（ａ），（ｂ），（ｃ））。
　一方、Ｎｏ．１７の試料では、室温から高温（１１７３Ｋ）において延性的な粒内破壊が見られた。また炭化物（第２相粒子）周辺では、ディンプル破壊の様式が見られた（図４８及び図４９の（ｄ），（ｅ），（ｆ））。なお、炭化物の添加量が多くなると炭化物が粗大化し、炭化物が亀裂の発生原因になっている様子も観察された。
　以上から、ＴｉＣを添加することにより、粒界破壊が抑制されて粒内破壊が起こるようになると考えられる。このため、延性が向上すると考えられる。また、炭化物の観察から、炭素の添加量が適切であれば、炭素が延性に寄与することが理解できる。
　このように、ＣをＴｉＣという形で、Ｎｂと別に添加する実験を実施したところ、Ｎｏ．２～Ｎｏ．６（実施例１～５）の場合と同様に、引張強度及び延性特性の向上が確認できた（ＮｂＣの添加と同様に、特にＴｉＣの添加量が２．５原子％未満のときに顕著であった）。このことからも、引張強度及び延性特性の向上にＣが寄与していることが確認できた。

Claims (18)

  1. Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，
    Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，
    Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，
    Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，
    残部は、Ｎｉからなり、
    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. Ｎｂの含有量が２．０原子％以上７．３原子％以下である請求項１に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
  3. Ｎｂの含有量が３．０原子％より多く７．３原子％以下であり、Ｃの含有量が０原子％より多く４．６原子％以下である請求項１又は２に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
  4. Ｎｂの含有量が３．１原子％以上５．３原子％以下であり、Ｃの含有量が０．２原子％以上２．４原子％以下である請求項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. 前記Ａｌ，Ｖ及びＮｉの合金材料に、ＮｂＣを添加して形成される請求項１～４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。
  6. 前記Ｎｂ及びＣがＮｂＣとして含まれる請求項１～５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。
  7. 前記２重複相組織と異なる組織を有し、この組織がＮｂＣを含む組織である請求項５に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
  8. Ｂをさらに含み、Ｂの含有量が０重量ｐｐｍより多く１０００重量ｐｐｍ以下である請求項１～７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。
  9. Ｂの含有量が５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下である請求項８に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
  10. Ａｌの含有量が６原子％以上１０原子％以下であり、
    Ｖの含有量が１２．０原子％以上１６．５原子％未満，
    である請求項１～９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。
  11. Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなる溶湯を徐冷することにより、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を形成する工程と、
    初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を有する組織を冷却することにより、Ａ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程と、
    を備えるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  12. Ａｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，Ｎｂ：０原子％より多く１２．５原子％以下，Ｃ：０原子％より多く１２．５原子％以下，残部は、Ｎｉからなる溶湯で鋳塊を作製する工程と、
    前記鋳塊に対して、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度で第1熱処理を行う工程と、
    第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程と、
    を備えるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  13. Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，ＮｂＣ：０原子％より多く１２．５原子％以下，の合金材料からなる溶湯を徐冷することにより、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を形成する工程と、
    初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する組織を有する組織を冷却することにより、Ａ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程と、
    を備えるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  14. Ｎｉを主成分とし、かつＡｌ：５原子％より多く１３原子％以下，Ｖ：９．５原子％以上１７．５原子％未満，ＮｂＣ：０原子％より多く１２．５原子％以下，の合金材料からなる溶湯で鋳塊を作製する工程と、
    前記鋳塊に対して、初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度で第1熱処理を行う工程と、
    第1熱処理後、冷却することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させる工程と、
    を備えるＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  15. ＮｂＣの含有量は、０原子％より多く４．６原子％以下である請求項１３又は１４に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  16. さらに、均質化熱処理又は溶体化熱処理を備える請求項１１～１５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。
  17. 前記均質化熱処理又は溶体化熱処理は、１５０３Ｋ以上１６０３Ｋ以下の温度の熱処理である請求項１６に記載のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の製造方法。
  18. 請求項１３又は１４に記載の製造方法によって得られる、２重複相組織とＮｂＣを含む組織とで構成されるＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110117738A (zh) * 2019-05-09 2019-08-13 西北工业大学 能够析出DO22型超点阵相的Ni-Cr-W-Nb高温合金

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015152205A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 テンソル・コンサルティング株式会社 発電システム分析装置および方法
CN111850372B (zh) * 2020-06-23 2021-12-07 湘潭大学 一系列FeCoCrNiW(VC)X高熵合金的制备及其沉淀强化工艺
GB202011863D0 (en) 2020-07-30 2020-09-16 Univ Brunel Method for carbide dispersion strengthened high performance metallic materials

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006101212A1 (ja) 2005-03-25 2006-09-28 Osaka Prefecture University Public Corporation ２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材
WO2007086185A1 (ja) 2006-01-30 2007-08-02 Osaka Prefecture University Public Corporation ２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材
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Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006101212A1 (ja) 2005-03-25 2006-09-28 Osaka Prefecture University Public Corporation ２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材
WO2007086185A1 (ja) 2006-01-30 2007-08-02 Osaka Prefecture University Public Corporation ２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材
WO2008041592A1 (en) 2006-09-26 2008-04-10 Ihi Corporation Ni-based compound superalloy having excellent oxidation resistance, process for production thereof, and heat-resistant structural material

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110117738A (zh) * 2019-05-09 2019-08-13 西北工业大学 能够析出DO22型超点阵相的Ni-Cr-W-Nb高温合金

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