JP2013087340A - ニッケル基金属間化合物焼結体およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有し、かつ得られた２重複相組織が均一で高い強度を有する材料を提供する。また同材料をより優れた寸法精度で製造できる方法を提供する。
【解決手段】６０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有し、Ｌ１_２型の結晶構造を有する第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、前記第１のニッケル基金属間化合物とＤ０_２２型の結晶構造を有する第２のニッケル基金属間化合物を含む共析相と、を含んで成り、平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とするニッケル基金属間化合物焼結体である。また本材料は粉末冶金法により製造する。
【選択図】図１８

Description

ニッケル基金属間化合物焼結体およびその製造方法、とりわけ、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有するニッケル基金属間化合物焼結体およびその製造方法に関する。

ニッケル固溶体相のマトリクスにＮｉ_３Ａｌなどの金属間化合物を析出させたニッケル基超合金は、優れた高温強度を有する材料として広く用いられている。

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

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

国際公開ＷＯ２００７／０８６１８５号公報

しかし、２重複相組織を有する材料は難削材であるため、溶解鋳造によって作製された鋳塊（インゴット）等（溶製材）に、切断加工や切削加工を行うのは手間とコストがかかるという問題があった。
従って、出来るだけ最終製品に近い形状に材料を作製すること（ニアネットシェイプ成形）が好ましい。ロストワックス法に代表される精密鋳造法は最終形状に近い形で材料を作製することができるが、一定量の溶解量を必要とするため，少量多品種の製造には不向きである。また、ロストワックス法を用いても高温の溶湯から凝固させるため、熱歪等により十分な寸法精度を得られない場合がある。
さらに、溶解鋳造法で作製した鋳塊は凝固組織となるため、全体に結晶粒径が粗大で、かつ製品部位によって結晶粒形状や粒径が不均一であり、材料強度や延性、靱性にバラツキが生じやすいという問題もある。

そこで、本発明は、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有し、かつ得られた２重複相組織が均一で高い強度を有する材料を提供すること、および同材料をより優れた寸法精度で製造できる方法を提供することを目的とする。

本願発明の態様１は、６０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有し、Ｌ１_２型の結晶構造を有する第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、前記第１のニッケル基金属間化合物とＤ０_２２型の結晶構造を有する第２のニッケル基金属間化合物を含む共析相と、を含んで成り、平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とするニッケル基金属間化合物焼結体である。
なお、本明細書において「ａｔ％」は原子パーセントを示している。

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

本願発明の態様３は、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を更に含有することを特徴とする態様１または２に記載のニッケル基金属間化合物焼結体である。

本願発明の態様４は、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする態様１〜３のいずれかに記載のニッケル基金属間化合物焼結体である。

本願発明の態様５は、気孔率が０．５％〜７．０％であることを特徴とする態様１〜４のいずれかに記載のニッケル基金属間化合物焼結体である。

本願発明の態様６は、６０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する混合粉末を準備する粉末準備工程と、前記混合粉末に圧力を付与し、かつパルス電流を印加した状態で、前記混合粉末を加熱し焼結する焼結工程と、を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物焼結体の製造方法である。

本願発明の態様７は、前記焼結工程の後に、該焼結工程で得られた焼結体を該焼結工程の焼結温度より高い温度に加熱する熱処理工程を含むことを特徴とする態様６に記載の製造方法である。

本願発明の態様８は、前記混合粉末が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン（炭素）：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を更に含有することを特徴とする態様６または７に記載の製造方法である。

本願発明の態様９は、前記混合粉末が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする態様６〜８のいずれかに記載のニッケル基金属間化合物焼結体の製造方法である。

このように、本願発明により、第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とを含む共析相と、を含んで成る２重複相組織を有する高強度のニッケル基金属間化合物焼結体を提供できる。
また、本願発明に係るニッケル基金属間化合物焼結体は、平均結晶粒径が５０μｍ以下と微細であることから、２重複相組織が均一となっている。
また、本願発明に係るニッケル基金属間化合物焼結体の製造方法は、より高い寸法精度でニッケル基金属間化合物焼結体を製造することができる。

１１００℃（１３７３Ｋ）におけるＮｉ_３Ａｌ−Ｎｉ_３Ｎｂ−Ｎｉ_３Ｖ疑３元系状態図である。 図１に示す３元系状態図のＮｂ量２．５ａｔ％における縦断面状態図である。 放電プラズマ焼結を行うのに用いる放電プラズマ焼結装置１００を示す模式側面図である。 ２．５Ｎｂ材の焼結後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図４（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像（ＢＥＩ）であり、図４（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図４（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図４（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。 ２．５Ｎｂ材の熱処理後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図５（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。 ２．５Ｎｂ材の焼結後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図６（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図６（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図６（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図６（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。 ２．５Ｎｂ材の熱処理後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図７（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。 ５．０Ｔａ材の焼結後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図８（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。 ５．０Ｔａ材の熱処理後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図９（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。 ５．０Ｔａ材の焼結後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図１０（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図１０（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図１０（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図１０（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。 ５．０Ｔａ材の熱処理後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図１１（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。 図１２（ａ）は２．５Ｎｂ材の焼結温度１１００℃のサンプルの熱処理後の透過電子顕微鏡像であり、図１２（ｂ）は、図１２（ａ）の２重複相組織のチャンネル部の制限視野回折結果である ２．５Ｎｂ材の焼結後のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。 ２．５Ｎｂ材の熱処理後のＸ線回折結果（ＣｕＫα）を示す。 ５．０Ｔａ材の焼結後のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。 ５．０Ｔａ材の熱処理後のＸ線回折（ＣｕＫα）結果を示す。 結晶方位解析を行い得たパターンクオリティマップの例であり、図１７（ａ）は焼結温度が９００℃の場合、図１７（ｂ）は焼結温度が１０００℃の場合、図１７（ｃ）は焼結温度が１１００℃の場合である。 焼結温度と熱処理後の平均結晶粒径の関係を示すグラフである。 比較のために示す、２重複相組織を有する７５ａｔ％Ｎｉ−９ａｔ％Ａｌ−１３ａｔ％Ｖ−３ａｔ％Ｎｂ−１００重量ｐｐｍアーク溶解材（溶製材）断面金属組織である。 ２．５Ｎｂ材における焼結温度と焼結後のかさ密度、熱処理後のかさ密度および熱処理後の気孔率との間系を示すグラフである。 ５．０Ｔａ材における焼結温度と焼結後のかさ密度、熱処理後のかさ密度および熱処理後の気孔率との間系を示すグラフである。 ２．５Ｎｂ材における焼結温度と焼結後の硬さおよび熱処理後の硬さＨＶ１との間系を示すグラフである。 ５．０Ｔａ材における焼結温度と焼結後の硬さおよび熱処理後の硬さＨＶ１との間系を示すグラフである。 条件ＩＩ、ＩＩＩ、ＩＶのサンプルのＳＥＭ観察結果（反射電子像）であり、図２４ＩＩ（ａ）は条件ＩＩの焼結後サンプルであり、図２４ＩＩ（ｂ）は条件ＩＩの熱処理後サンプルであり、図２４ＩＩＩ（ａ）は、条件ＩＩＩの焼結後サンプルであり、図２４ＩＩＩ（ｂ）は、条件ＩＩＩの熱処理後サンプルであり、図２４ＩＶ（ａ）は条件ＩＶの焼結後サンプルであり、図２４ＩＶ（ｂ）は条件ＩＶの熱処理後サンプルである。 条件Ｉ〜Ｖの焼結後および熱処理後のサンプルのビッカース硬さＨＶ１試験結果を示す。 ２重複相組織の透過型電子顕微鏡観察結果を例示しており。図２６（ａ）は２重複相組織の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示し、図２６（ｂ）は、図２６（ａ）中の丸で囲んだ領域から得た電子線回折像を示し、図２６（ｃ）は、２重複相組織の別の電子顕微鏡像を示す。 電子線回折により結晶構造から金属間化合物を同定する方法を模式的に示す図であり、図２７（ａ）は図２６（ｂ）と同じ電子線回折像、すなわち図２６（ａ）中に丸で囲んだ領域から得た電子線回折像を示し、図２７（ｂ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時のＬ１_２構造の電子線回折パターンを示す模式図であり、大きな白丸が基本格子反射を示し、小さな白丸が規則格子反射を示しており、図２７（ｃ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［０１０］であるバリアント（バリアントI）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｄ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［１００］であるバリアント（バリアントII）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｅ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［００１］であるバリアント（バリアントIII）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｆ）は、図２７（ｂ）〜（ｄ）に示した、Ｌ１_２構造の電子線回折パターンと、Ｄ０_２２構造のバリアント１および２の電子線回折パターンを重ね合わせたパターンであり、図２７（a）の電子線回折像に現れている反射スポットの配置と一致している。

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

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

さらに、本願発明者らはこのような焼結法により得た、２重複相組織を有するニッケル基金属間化合物焼結体は、同様な２重複相組織を有する溶製材と比べ、平均結晶粒径が例えば５０μｍ以下と顕著に小さく、粗大化が抑制されることにより均一な２重複相組織粒を得ることができることを見出した。
なお、平均結晶粒径は例えば、切片法により求めることができる。

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

用語「２重複相組織」とは、初析相と共析相とを含んで成る組織であって、初析相は、第１の金属間化合物を含み、共析相は、該第１の金属間化合物と該第１の金属間化合物と異なる種類の（異なる結晶構造および／または組成を有する）第２の金属間化合物とを含んでいる。
図２６は、２重複相組織の透過型電子顕微鏡観察結果を例示しており。図２６（ａ）は２重複相組織の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示し、図２６（ｂ）は、図２６（ａ）中の丸で囲んだ領域から得た電子線回折像を示し、図２６（ｃ）は、２重複相組織の別の電子顕微鏡像を示す。
図２６の例では、２重複相組織は、図２６（ａ）および図２６（ｃ）に示されるように、透過電子顕微鏡像において４角形状を有する初析相１と初析相１の間の隙間（以下、「チャンネル部」という場合がある）を埋めるように形成されている共析相３とより成る。

図２６の例では、初析相１は、Ｌ１_２型の結晶構造を有する金属間化合物Ｎｉ_３Ａｌより成り、共析相３は、金属間化合物Ｎｉ_３ＡｌとＤ０_２２型の結晶構造を有する金属間化合物Ｎｉ_３Ｖより成る。
共析相３ではＮｉ_３Ｖは、層状に交互に形成されたラメラ状のバリアント組織となっており、観察の条件等に依存するが、ラメラ状の状態を図２６（ｃ）のように観察できる場合がある。

以上から判るように、図２６の例では、第１の金属間化合物がＮｉ_３Ａｌ（一部が他の元素により置換されている場合も含む）であり、第２の金属間化合物がＮｉ_３Ｖ（一部が他の元素により置換されている場合も含む）となっている。
第１の金属間化合物および第２の金属間化合物の同定は、Ｘ線回折を含む既知の各種方法を用いて行ってよい。そのような方法として電子線回折を例示できる。

図２７は、電子線回折により結晶構造から金属間化合物を同定する方法を模式的に示す図であり、図２７（ａ）は図２６（ｂ）と同じ電子線回折像、すなわち図２６（ａ）中に丸で囲んだ領域から得た電子線回折像を示し、図２７（ｂ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時のＬ１_２構造の電子線回折パターンを示す模式図であり、大きな白丸が基本格子反射を示し、小さな白丸が規則格子反射を示しており、図２７（ｃ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［０１０］であるバリアント（バリアントI）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｄ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［１００］であるバリアント（バリアントII）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｅ）は、電子線の入射方向が［０１０］の時の、Ｄ０_２２構造のｃ軸が［００１］であるバリアント（バリアントIII）の電子線回折パターンを示す模式図であり、白丸が基本格子反射を示し、三角印が規則格子反射を示しており、図２７（ｆ）は、図２７（ｂ）〜（ｄ）に示した、Ｌ１_２構造の電子線回折パターンと、Ｄ０_２２構造のバリアント１および２の電子線回折パターンを重ね合わせたパターンであり、図２７（a）の電子線回折像に表れる反射スポットの配置と一致している。
なお、指数（ミラーインデックス）付けは、ｆｃｃ構造をベースにして行ったものである。

このように、組成および結晶構造等から出現が予想できる金属間化合物の電子線回折パターンおよび複数の電子線回折パターンの組み合わせが、電子線回折像に表れた反射スポットの配置と一致することで、電子線回折を行った領域に存在する金属間化合物を同定できる。
例えば、図２７の場合は、電子線回折像を得た図２６（ａ）の領域（チャンネル部の一部）に、Ｌ１_２構造の金属間化合物（すなわちＮｉ_３Ａｌ）とＤ０_２２構造の金属間化合物（すなわちＮｉ_３Ｖ）、より詳細にはバリアントＩとバリアントＩＩ、が存在することが判る。
電子線回折法では制限視野回折により例えばチャンネル部の一部等狭い領域の結晶構造を同定し、そこから狭い領域に存在する金属間化合物を同定できるという利点を有する。

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

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

以下、本願発明に係る、２重複相組織を有するニッケル基金属間化合物焼結体およびその製造方法について詳述する。

１．焼結用粉末
（１）焼結用粉末の形態
上述のように、本願発明は、加圧下で焼結を行う焼結法、とりわけ放電プラズマ焼結法を用いることを特徴の１つとしていることから、焼結の前に焼結に用いる所定の組成を有する焼結用粉末を作製する。
焼結用粉末は、例えば、ニッケル粉末、アルミニウム粉末、バナジウム粉末、ニオブ粉末、タンタル粉末およびボロン粉末等の元素粉末を原料粉末とし、これらを混合した混合粉末であってもよい。これらの原料粉末は、全体としてその組成が、本願発明に係る所定の範囲内であれば、単一の粉末が２種類以上の元素を含有する合金粉末を含んでよい。また、所定の組成を有する溶湯（溶融合金）をアトマイズする等により得た合金粉末であってよい。さらには、元素粉末と合金粉末とを混合した混合粉末であってもよい。
なお、焼結用粉末の粒径は、任意の粒径を有してよい。
混合粉末を得る際の原料粉末の混合は、乳鉢と乳棒等当該技術分野で用いられる任意の方法を用いてよいが、好ましくはボールミルを用いて混合する。得られた混合粉末が均一となることから、得られた焼結体の硬さのバラツキが少ないおよび／または平均硬さが高くなるという利点がある。
なお、ボールミルを用いた好適な混合条件として、遊星型ボールミル使用し、溶媒にエタノール等のアルコールを用い、公転数１６０ｒｐｍ〜６６０ｒｐｍ、自転数３２０ｒｐｍ〜１３２０ｒｐｍを例示できる。

（２）焼結用粉末の組成
焼結用粉末の組成は、詳細を後述する焼結後または焼結後に必要に応じて適宜実施する熱処理により、第１のニッケル基金属間化合物から成る初析相と、第１のニッケル基金属間化合物と第２のニッケル基金属間化合物とから成る共析相と、を含んで成る２重複相組織を形成可能な任意の組成を有してよい。

・焼結用粉末の好ましい組成
好ましい２重複相組織の例として、上述のように第１のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ａｌであり、第２のニッケル基金属間化合物Ｎｉ_３Ｖであり、初析相がＮｉ_３Ａｌを含み、共析相がＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含む２重複相組織を挙げることができる。
以下この２重複相組織を「Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織」という場合がある。
なお、本明細書において、金属間化合物Ｎｉ_３ＡｌおよびＮｉ_３Ｖは、それぞれ、置換型元素および侵入型元素のようなニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌ金属間化合物およびニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖ金属間化合物を含む。
また、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を有する本願発明に係る焼結体は、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相を含んでよい。このような相としてＤ０_ａの結晶構造を有するＮｉ_３ＮｂおよびＮｉ_３Ｔａの少なくとも一方を例示できる。
このようなＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相が存在していても、少量であれば、機械的性質等の特性に及ぼす影響は限定的である。また、用途によっては、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖ以外の相がある程度の量で存在していても問題とならない。

Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得るために、焼結用粉末は、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウム（Ｖ）と、０ａｔ％〜５ａｔ％のＮｂを含有することが好ましい。
この場合、残部がニッケルと不可避的不純物であってよいし、また、ニッケルが５０ａｔ％以上、含有されている限り他の成分を含んでもよい。

このような、他の成分としてタンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、タングステン（Ｗ）、クロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、レニウム（Ｒｅ）およびカーボン（Ｃ）から成る群から選択される１以上の元素を例示できる。
この場合、それぞれの元素の含有量の好ましい範囲を考慮すると、Ｔａ：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、Ｗ：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、Ｃｒ：１２ａｔ（０ａｔ％を含まず）およびＣｏ：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、Ｔｉ：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、Ｒｅ：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびＣ：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を含有してよい。ボロン（Ｂ）については、ボロン以外の元素の合計質量（質量で示した合計含有量）に対して１０〜１０００重量ｐｐｍの範囲（すなわち、ボロン以外の元素の合計質量：ボロンの質量＝１：０．００００１〜１：０．００１）が好ましい。

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

Ｖ含有量（ａｔ％）＝２２．５−Ａｌ含有量（ａｔ％） （１）

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

カーボンは、２重複相組織を固溶強化し、また特に高温での延性を大きく改善する。カーボンは、例えばＶＣ（バナジウムカーバイト）のようなカーバイドとして２重複組織中に分散する。含有量が１２．５ａｔ％より多いと、カーバイドが粗大化し靱性を低下させる場合がある。

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

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

このような、焼結方法の中でも放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ法）が好ましい。放電プラズマ焼結法を用いることで、以下の効果を得ることができるからである。
１）より高密度の焼結体を比較的低温、短時間で得ることができる。
２）得られる焼結体の平均結晶粒径を例えば、５０μｍ以下、好ましくは４０μｍ以下と微細にすることができる。
３）ランニングコストが比較的安価である。

放電プラズマ焼結法は、焼結用粒子間（または圧粉体粒子間）にパルス電流（パルス状電流）を流しながら、焼結を行う焼結法である。上述の効果をより確実に得るために、焼結用粒子に圧力を付与しながら焼結を行うことが好ましい。
このように、焼結用粒子間（または圧粉体粒子間）にパルス状電流、好ましくは低電圧のパルス状大電流を流すことにより、上述の効果が得られるメカニズムは、焼結用粒子間（または圧粉体粒子間）の間隙に火花放電現象により瞬時に発生する放電プラズマの高エネルギーが熱拡散および／または電界拡散等を促進するためであると考えられる
但し、このメカニズムは得られている効果を基に推定されているものであって、本願発明の範囲を制限することを意図したものではないことに留意されたい。

図３は、放電プラズマ焼結を行うのに用いる放電プラズマ焼結装置１００を示す模式側面図である。
図３を用いて、放電プラズマ焼結法の詳細を以下に説明する。
放電プラズマ焼結装置１００の真空チャンバー３０の中にはその内部に焼結用粉末１０（または圧粉体）を配置可能なダイ２０と、パンチ２２内の焼結用粉末１０に加圧する（圧縮応力を付与する）ためのパンチ２２と、パンチ２２が焼結用粉末１０を加圧（圧縮）するための応力をパンチ２２に供給する加圧装置２４が配置されている。
パンチ２２は、加圧装置２４を介して、焼結電源（パルス電源）３２と電気的に接続されている。
また、放電プラズマ焼結装置１００は、制御装置３４を有している。制御装置３４は、焼結温度（ダイ２０の焼結用粉末１０が配置されている部分の温度）、パルス電流および加圧装置２４がパンチ２２に付与する応力等を制御できる。また、制御装置３４は、必要に応じて温度センサー等のセンサーと接続されており、これらセンサーの計測結果を用いたフィードバック制御を行ってよい。

所定の組成を有する焼結用粉末１０（または所定の組成を有する焼結用粉末を用いて得た圧粉体）をダイ２０内の上下方向に延在する貫通孔内に配置した後、当該貫通孔に上下方向それぞれからパンチ２２を挿入する。

その後、真空チャンバー３０内を真空にした後、加圧装置２４により、パンチ２２を介して焼結用粉末１０を加圧し、装置２４およびパンチ２２を介して、焼結電源３２から焼結用粉末１０にパルス電流を印加することにより、焼結用粉末１０（または圧粉体）を所定の焼結温度まで加熱してよい。
なお、「焼結用粉末にパルス電流を印加する」とは、成形体を得た後に焼結を行う場合、成形体にパルス電流を印加することにより、成形体中の焼結用粉末にパルス電流が印加されることを含む。

焼結温度、昇温速度、焼結時間、焼結用粉末１０（または圧粉体）を加圧する応力、パルス電流（電圧、電流、パルス幅、通電時間等）等の焼結条件は、用いる焼結用粉末１０の組成、得ようとする焼結体の特性に応じて適宜調整すればよい。
以下に、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得る場合の好適な条件を例示する。

焼結温度は、好ましくは８００℃〜１１００℃である。この温度範囲であれば２重複相組織得ることができるからである。より好ましくは、焼結温度は、１０００〜１１００℃である。焼結後に粒子の形状まま残る未反応粒子の形成を防止できるからである。
また、焼結温度を１１００℃以下とすることで、得られた焼結体の平均結晶粒径を例えば、４０μｍ以下と確実に微細化でき、従って、高靱性の２重複相組織を確実に得ることができる。

また、得られた焼結体の気孔率の観点からは、焼結温度は好ましくは、８００℃〜１１００℃であり、より好ましくは９００℃〜１１００℃である。この温度であれば、十分な硬さ（強度）を確保しながら、溶製材と比べて軽量化を実現した焼結体を得ることができるからである。

これについて、より詳細に示す。本願発明では２重複相組織を焼結により得ているため、得られた焼結体は、ある程度のポロシティ（気孔率）を有する。
そして、この気孔率の値が大きい程、溶製材と比べて密度が小さくなることから、軽量化を行うことができる。しかし一方、気孔率が大き過ぎると焼結体の硬さ（強度）が低くなり過ぎるという問題がある。

このため、例えばビッカース硬さ４００ＨＶ１以上のような十分な硬さを確保し、かつ確実に軽量化の効果を得るためには、気孔率が０．５％〜７．０％であることが好ましい。
そして、この気孔率は、例えば、焼結温度を８００℃〜１１００℃とすることで達成可能である。
さらに、例えばビッカース硬さ４００ＨＶ１以上のような十分な硬さを確保し、かつより顕著に軽量化の効果を得るためには、気孔率が２．０％〜７．０％であることが好ましい。
そして、この気孔率は、例えば、焼結温度を９００℃〜１１００℃とすることで達成可能である。

所定の焼結温度まで昇温する際の昇温速度は、１℃／分〜２００℃／分が好ましい。昇温速度が１℃／分より遅い場合は生産性が悪くなり、２００℃／分を超える昇温速度では望む焼結温度に制御することが困難となるためである。
また、上述の好ましい焼結温度で保持する時間は、１分〜６０分が好ましい。保持時間が短すぎると、組織の不均一が生ずる場合があり、保持時間が長すぎると組織の均一化に対する効果が飽和する場合があるからである。

焼結体を加圧する応力は、０．５ＭＰａ〜５０ＭＰａが好ましい。低過ぎる圧力では気孔率が過度に大きくなってしまい、十分な硬さを得られない場合がある。高過ぎる圧力では緻密化をもたらして気孔率の減少を招き、気孔率の値が好ましい範囲の下限値より小さくなる場合があるからである。
また、焼結用粉末１０（または圧粉体）に付与するパルス電流は、得ようとする焼結体の特性に合わせて、オン／オフ値および電流値を適宜調整する等、任意の方法で印加してよい。

３．熱処理
このようにして作製した焼結体は、焼結条件によっては、焼結体の一部のみに２重複相組織が形成され、他の部分は、２重複相組織以外の組織となっている場合がある。
そこで、焼結温度より高く、Ａ１単相状態（ｆｃｃ構造のニッケル固溶体）になる温度まで加熱する熱処理を行うことが好ましい。
このような熱処理を行ったとして熱処理温度は、溶製材（鋳造材）を作製する際の溶融温度よりも低い温度が選択されることから、より低い温度で２重複相組織を得ることができるという本願の効果は得られる。

以下に、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖとを含んで成る２重複相組織を得る場合の好適な条件を例示する。
好ましい、熱処理温度は、１２５０℃〜１３５０℃である。この温度範囲で熱処理を行うことにより、より確実に２重複相組織得られるからである。
この熱処理温度で、０．５〜１２時間保持することが好ましい。
また、熱処理は、真空中または不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

以上により、本願発明に係る、２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物焼結体は、平均結晶粒径が例えば５０μｍ以下と微細にでき、従って高い強度、および／または高い靱性を有する。 そして、好ましくは、本願発明に係るニッケル基金属間化合物焼結体は、その全体が実質的に２重複相組織のみから成る。
また、本願発明に係る、２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物焼結体の製造方法では、より低い温度で２重複相組織を含むニッケル基金属間化合物焼結体を得ることが可能となる。

１．実施例１
（１）混合粉末の作製
表１に示す金属について市販の元素粉末を用いて、表２に示す組成を有する混合粉末を作製した。表１には、各元素粉末の粉末サイズのカタログ値を示す。
混合は乳鉢と乳棒を用いて、それぞれの組成について、３０分間実施した。なお、ボロン（Ｂ）は、他の元素の合計質量に対する比率（重量ｐｐｍ）として示す。

（２）焼結
得られた２．５Ｎｂ材および５．０Ｔａの混合粉末を用いて、図３に示す放電プラズマ焼結装置１００（住友石炭鉱業（現：富士電波工機）株式会社製 ＳＰＳ−１０２０）にて放電プラズマ焼結を行った。
２．５Ｎｂおよび５．０Ｔａのそれぞれについて、焼結温度８００℃から１１００℃までの１００℃毎の温度に設定したサンプルを作製した。
いずれの焼結温度においても、雰囲気は真空中、昇温速度１００℃／分、保持時間５分、加圧力３０ＭＰａ、パルス電流オン／オフ比 １２／２で焼結を行った。

（３）熱処理
得られた焼結体サンプルを放電加工機で切り出した後、真空中で１２８０℃×３時間、均質化熱処理を行った。

（４）ＳＥＭ観察
２．５Ｎｂ材および５．０Ｔａ材の焼結後および熱処理後サンプルにエメリー紙研磨（＃１５００）、ダイヤモンドペースト（０．２５μｍ）鏡面研磨および電解研磨（１５％ＣＨ_３ＯＨ＋８５％Ｈ_２ＳＯ_４）を施した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行った。
図４は、２．５Ｎｂ材の焼結後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図４（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像（ＢＥＩ）であり、図４（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図４（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図４（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。

図５は、２．５Ｎｂ材の熱処理後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図５（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図５（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。

図６は、２．５Ｎｂ材の焼結後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図６（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図６（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図６（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図６（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。

図７は、２．５Ｎｂ材の熱処理後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図７（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図７（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。

図８は、５．０Ｔａ材の焼結後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図８（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図８（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。

図９は、５．０Ｔａ材の熱処理後のサンプルのＳＥＭ観察結果であり、図９（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの反射電子像であり、図９（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの反射電子像である。

図１０は、５．０Ｔａ材の焼結後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図１０（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの反射電子像であり、図１０（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの反射電子像であり、図１０（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図１０（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。

図１１は、５．０Ｔａ材の熱処理後のサンプルの高倍率のＳＥＭ観察結果であり、図１１（ａ）は焼結温度が８００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｂ）は焼結温度が９００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｃ）は焼結温度が１０００℃のサンプルの二次電子像であり、図１１（ｄ）は焼結温度が１１００℃のサンプルの二次電子像である。

図４から判るように、２．５Ｎｂ材の焼結後のサンプルでは、焼結温度が１０００℃以上になると、焼結後に粒子の形状で残存する未反応の粒子が観察されない。また、図６から判るように、２．５Ｎｂ材の焼結後では、焼結温度が１０００℃と１１００℃のサンプルに２重複相組織が形成されているのが確認できた。

図５から判るように２．５Ｎｂ材の熱処理後では、焼結温度が１０００℃および１１００℃のサンプルは、ボイド（カーケンダルボイド）が認められなかった。また、図７から判るように２．５Ｎｂ材の熱処理後は、焼結温度によらず、全てのサンプルで全面に２重複相組織が形成されていた。

図８から判るように、５．０Ｔａ材の焼結後は、焼結温度に関わらず全てのサンプルに未反応の粒子が認められた。図１０から判るように、５．０Ｔａ材では、焼結温度が１０００℃以上だと焼結後に２重複相組織が形成されているのが確認できた。

図９から判るように、５．０Ｔａ材は熱処理後のサンプルでも未反応粒子が認められる。図１１から判るように、５．０Ｔａ材は熱処理後の全てのサンプルで２重複相組織が形成されているのが確認できた。

（５）ＴＥＭ観察および電子線回折
２．５Ｎｂ材の焼結温度１１００℃で熱処理後のサンプルについて透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察および電子線回折を行った。図１２（ａ）は２．５Ｎｂ材の焼結温度１１００℃のサンプルの熱処理後の透過電子顕微鏡像であり、図１２（ｂ）は、図１２（ａ）の２重複相組織のチャンネル部の制限視野回折結果である。チャンネル部にＬ１_２相とＤ０_２２相とから成る共析相が形成されていることが判る。

（６）Ｘ線回折
次に２．５Ｎｂ材および５．０Ｔａ材のそれぞれの焼結後および熱処理後のサンプルについてＸ線回折を行った結果を図１３〜図１６に示す。使用したＸ線回折装置は(株)リガク製ＲＩＮＴ−２５００ＨＫ（ＣｕＫα）であった。それぞれの図に示した温度は焼結温度を示す。
図１３は、２．５Ｎｂ材の焼結後のＸ線回折結果を示す。図１４は、２．５Ｎｂ材の熱処理後のＸ線回折結果を示す。
図１５は、５．０Ｔａ材の焼結後のＸ線回折結果を示す。図１６は、５．０Ｔａ材の熱処理後のＸ線回折結果を示す。図１５、図１６ともＸ線回折の際の使用線源はＣｕＫα線であった。

図１３の２．５Ｎｂ材の焼結後では、何れのサンプルでもＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖのピークが観察されることから、２重複相組織が形成されており、焼結温度が１０００℃以上になるとＮｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖのピークのみとなり、サンプル全体が２重複相組織となっていることが判る。
図１４の２．５Ｎｂ材の熱処理後のサンプルでは、焼結温度に関わらず、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖのピークのみとなり、サンプル全体が２重複相組織となっていることが判る。
図１５の５．０Ｔａ材の焼結後のサンプルでは、焼結温度が１０００℃以上になると、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖのピークが観察され、２重複相組織が形成されていることが判る。
図１６の５．０Ｔａ材の熱処理後のサンプルでは、焼結温度に関わらず、Ｎｉ_３ＡｌとＮｉ_３Ｖのピークが観察され、２重複相組織が形成されていることが判る。
なお、図１５および図１６に「unknown」と記した、５．０Ｔａ材に認められるピークは、別途ＥＰＭＡによる分析を行い、Ｔａを主要な成分とする金属間化合物相であることを確認した。
これらのＸ線回折結果は、上述したＳＥＭ観察結果および電子線回折結果と一致している。

（７）平均結晶粒径
２．５Ｎｂ材の焼結温度が９００℃、１０００℃、１１００℃の熱処理後のサンプルについて、ＳＥＭ観察と同じ条件で電解研磨を行った後、ＳＥＭを用いた電子線後方散乱回折（Ｅｌｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ： ＥＢＳＤ）法により結晶方位解析を行ってパターンクオリティマップから切片法を用いて平均切片長さＬを求めた。
そして、以下の（２）式より公称粒径ｄを算出した。結晶方位解析を行う時、解析範囲に結晶粒が１００個以上入るようにＳＥＭの倍率を選び各試料について３箇所分析を行った。
ｄ＝１．１２８Ｌ （２）

図１７は、結晶方位解析を行い得たパターンクオリティマップの例であり、図１７（ａ）は焼結温度が９００℃の場合、図１７（ｂ）は焼結温度が１０００℃の場合、図１７（ｃ）は焼結温度が１１００℃の場合である。
図１８は、焼結温度と熱処理後の平均結晶粒径の関係を示すグラフである。
図１９は、比較のために示す、２重複相組織を有する７５ａｔ％Ｎｉ−９ａｔ％Ａｌ−１３ａｔ％Ｖ−３ａｔ％Ｎｂ−１００重量ｐｐｍアーク溶解材（溶製材）断面金属組織である。

図１８から判るように、熱処理後の平均結晶粒径は焼結温度が高いほど大きくなる。しかし、焼結温度１１００℃でも平均結晶粒径は３２．８μｍと十分に微細化されており、得られた２重複相組織が粗大化した結晶粒を含まず均一であることが判る。
また、図１９に示すように溶製材の平均結晶粒径は数ミリオーダーであることから、本願発明に係る焼結体では平均結晶粒径が溶製材と比べ１桁〜２桁微細になっていることが判る。

（８）密度および気孔率
・密度測定
各サンプルを耐水エメリー紙にて＃１５００まで湿式研磨を行い、吊り下げ式電子天秤を用いて乾燥重量、水中重量、含水重量を測定し、アルキメデス法にてかさ密度を算出した。また比較のために組成の等しい溶製材についても同様に密度測定を行った。かさ密度は以下の（３）式を用いて算出した。

ρ_ｂ＝Ｗ_１ρ_１／（Ｗ_２−Ｗ’） （３）
ここで、ρ_ｂはかさ密度であり、Ｗ_１は乾燥重量であり、Ｗ_２は含水重量であり、Ｗ’は水中重量である。

・気孔率測定
熱処理後のそれぞれのサンプルを耐水エメリー紙にて＃１５００まで湿式研磨を行い、その後に０．２５μｍダイヤモンドペーストにより鏡面研磨を施した。これらのサンプルについて光学顕微鏡で写真を撮影し、画像解析ソフトを用いて気孔率を求めた。

図２０は、２．５Ｎｂ材における焼結温度と焼結後のかさ密度、熱処理後のかさ密度および熱処理後の気孔率との間系を示すグラフである。
図２１は、５．０Ｔａ材における焼結温度と焼結後のかさ密度、熱処理後のかさ密度および熱処理後の気孔率との間系を示すグラフである。

図２０および図２１より、焼結温度が高い程、かさ密度が大きくなり、溶製材のかさ密度に明らかに近づいていることがわかる。また、焼結温度が高い程気孔率は低下する傾向にあることも判る。

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

図２２は、２．５Ｎｂ材における焼結温度と焼結後の硬さＨＶ１および熱処理後の硬さＨＶ１との間系を示すグラフである。
図２３は、５．０Ｔａ材における焼結温度と焼結後の硬さＨＶ１および熱処理後の硬さＨＶ１との間系を示すグラフである。

図２２より、２．５Ｎｂ材においては、熱処理により硬さが上昇し、溶製材の硬さレベルに近づくことが判る。
図２３より、５．０Ｔａ材でも、焼結温度１１００℃を除き熱処理により硬さが上昇すし、２．５Ｎｂ材程ではないが、溶製材に硬さレベルに近づくことが判る。
以上より、本実施例において焼結法を用いることで、サンプルを溶融することなくニッケル基金属間化合物焼結体を得ることができることから、高い寸法精度でニッケル基金属間化合物焼結体を得ることができることが判る。
また、得られたニッケル基金属間化合物焼結体は、十分な硬さ（機械的特性）を有することも判る。

２．実施例２
５．０Ｔａ材に見られた２重複相組織以外の相、すなわちＴａを主要な成分とする金属間化合物相の量を低減することを目的に、Ｔａ粉末の粒度、混合粉末の作製方法、焼結時の昇温速度を変えたサンプルを作製した。

表３にサンプル作製条件を示す。

タンタル（Ｔａ）粉末は市販されているものを用い、表３に示した粉末サイズはカタログ値である。
ここで、混合方法としてボールミルを選択した場合、その条件は、遊星型ボールミルを用いて、混合時間：８時間、溶媒：エタノール、公転数：２２０ｒｐｍ、自転数：４４０ｒｐｍとした。
条件Ｉは、実施例１で示した５．０Ｔａ材の作製条件である。

条件Ｉ〜Ｖの何れにおいても焼結温度は１１００℃であり、特に断らない限り他の焼結条件は実施例１と同じにした。

図２４は、条件ＩＩ、ＩＩＩ、ＩＶのサンプルのＳＥＭ観察結果（反射電子像）であり、図２４ＩＩ（ａ）は条件ＩＩの焼結後サンプルであり、図２４ＩＩ（ｂ）は条件ＩＩの熱処理後サンプルであり、図２４ＩＩＩ（ａ）は、条件ＩＩＩの焼結後サンプルであり、図２４ＩＩＩ（ｂ）は、条件ＩＩＩの熱処理後サンプルであり、図２４ＩＶ（ａ）は条件ＩＶの焼結後サンプルであり、図２４ＩＶ（ｂ）は条件ＩＶの熱処理後サンプルである。

図２４から、条件ＩＶのサンプルでは、焼結後および熱処理後の両方でＴａを主要な成分とする金属間化合物相の生成を抑制できた。
このことは、ボールミルを用いて混合粉末をより均一に形成することがＴａを主要な成分とする金属間化合物相の形成を抑制するのに効果的であることを示している。

表４は、条件ＩおよびＩＶの熱処理後のサンプルのマトリクスをＥＰＭＡにより成分分析した結果を示す。

条件ＩＶは条件Ｉと比べ、Ｔａ量が目標成分、すなわち、焼結に用いた混合粉末の成分に近く、それだけマトリクスにＴａが多く固溶していることを示しており、Ｔａを主要な成分とする金属間化合物相の形成が抑制されていることを示している。

図２５は、条件Ｉ〜Ｖの焼結後および熱処理後のサンプルのビッカース硬さＨＶ１試験結果を示す。硬さ試験はそれぞれのサンプル毎に１２箇所で試験を行い、最大値および最小値を除いた１０点の測定値の平均値を誤差棒とともに示している。
図２５から分かるように条件ＩＶのサンプルは熱処理後、硬さの平均値が最も高く、かつばらつきが最も小さくなっている。
以上より、本実施例において焼結法を用いることで、サンプルを溶融することなくニッケル基金属間化合物焼結体を得ることができることから、高い寸法精度でニッケル基金属間化合物焼結体を得ることができることが判る。
また、得られたニッケル基金属間化合物焼結体は、十分な硬さ（機械的特性）を有することも判る。

１ 初析相
３ 共析相
１０ 焼結用粉末
２０ ダイ
２２ パンチ
２４ 加圧装置
３０ 真空チャンバー
３２ 焼結電源（パルス電源）
３４ 制御装置
１００ 放電プラズマ焼結装置

Claims (9)

1. ６０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有し、
   Ｌ１_２型の結晶構造を有する第１のニッケル基金属間化合物を含む初析相と、前記第１のニッケル基金属間化合物とＤ０_２２型の結晶構造を有する第２のニッケル基金属間化合物を含む共析相と、を含んで成り、
   平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とするニッケル基金属間化合物焼結体。
2. 前記第１のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ａｌまたはニッケルおよびアルミニウム以外の元素を含むＮｉ_３Ａｌであり、前記第２のニッケル基金属間化合物がＮｉ_３Ｖまたはニッケルおよびバナジウム以外の元素を含むＮｉ_３Ｖであることを特徴とする請求項１に記載のニッケル基金属間化合物焼結体。
3. タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１または２に記載のニッケル基金属間化合物焼結体。
4. 更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のニッケル基金属間化合物焼結体。
5. 気孔率が０．５〜７．０％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のニッケル基金属間化合物焼結体。
6. ６０ａｔ％以上のニッケルと、５ａｔ％〜１３ａｔ％のアルミニウムと、９．５ａｔ％〜１７．５ａｔ％のバナジウムと、０ａｔ％〜５ａｔ％のニオブとを含有する混合粉末を準備する粉末準備工程と、
   前記混合粉末に圧力を付与し、かつパルス電流を印加した状態で、前記混合粉末を加熱し焼結する焼結工程と、
   を含むことを特徴とするニッケル基金属間化合物焼結体の製造方法。
7. 前記焼結工程の後に、該焼結工程で得られた焼結体を該焼結工程の焼結温度より高い温度に加熱する熱処理工程を含むことを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
8. 前記混合粉末が、タンタル：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、タングステン：０．５ａｔ％〜８ａｔ％、クロム：１２ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、コバルト：１５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）、チタン：０．５ａｔ％〜３．５ａｔ％、レニウム：０．５ａｔ％〜５ａｔ％およびカーボン：１２．５ａｔ％以下（０ａｔ％を含まず）から成る群から選択される１種以上を更に含有することを特徴とする請求項６または７に記載の製造方法。
9. 前記混合粉末が、更にボロンを含み、該ボロンの含有量がボロン以外の元素の合計質量に対して１０重量ｐｐｍ〜１０００重量ｐｐｍであることを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載の製造方法。

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