"Reが添加されたNi基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、Niを主成分とし、且つAl:5~12原子、V:11~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含み、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有する請求項1に記載の摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、Niを主成分とし、且つAl:8~12原子、V:13~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含む請求項2に記載の摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、Niを主成分とし、且つAl:5~9原子、V:11~15原子、Ta:3~7原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含む請求項2に記載の摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、その組成の全成分を含む溶湯を徐冷して鋳造することによって形成されている請求項1~4のいずれか1項に記載の摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、1230~1330°Cで熱処理を行うことによって形成されている1~5のいずれか1項に記載の摩擦攪拌加工用ツール。前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、800~1000°Cで熱処理を行うことによって形成されている1~6のいずれか1項に記載の摩擦攪拌加工用ツール。請求項1~7のいずれか1項に記載の摩擦攪拌加工用ツールを回転させながら被加工材に対して押し付けて発生する摩擦熱により被加工材を軟化させて加工する摩擦攪拌加工方法。前記Ni基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツールは、高温でも高い硬さを示すが、長期にわたり使用を続けた場合にツール摩耗が進むと、そのツールでは摩擦攪拌加工を良好に行えなくなりそれ以上使用できなくなる。そのため、Ni基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツールにおいて、高温での使用を続けた場合でもツール摩耗を少なく抑えてツール寿命をより長くできるようにその特性の更なる改善、すなわち更なる高硬度を実現することが望まれる。本発明は、以上の事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ni基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツールにおいて、高温でも更なる優れた硬さを発現させることによりツール摩耗が少なく抑えられてツール寿命が向上される摩擦攪拌加工用ツール及びこれを用いた摩擦攪拌加工方法を提供することにある。前記目的は、従来は、摩擦攪拌加工用ツールの材質のNi基2重複相金属間化合物合金が、Ni3X型金属間化合物のX元素に置換する元素例えば、Ta、Nb、Ti等を含有させていたのに対し、本発明者らは、Ni3X型金属間化合物のX元素ではなくNi元素に置換する元素を含有させることを発案したことにより達成できた。すなわち、本発明に係る摩擦攪拌加工用ツールは、Reが添加されたNi基2重複相金属間化合物合金からなる。前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、Niを主成分とし、且つAl:5~12原子、V:11~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含み、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有するものである。具体的に、前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、Niを主成分とし、且つAl:8~12原子、V:13~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含む組成を有するか、又は、Niを主成分とし、Al:5~9原子、V:11~15原子、Ta:3~7原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのBを含む組成を有するのが好ましい。そして、本発明の摩擦攪拌加工用ツールは、前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、その組成の全成分を含む溶湯を徐冷して鋳造することによって形成されている。この場合、前記Ni基2重複相金属間化合物合金が、鋳造後に熱処理1230~1330°Cでの熱処理又は/及び800~1000°Cでの熱処理を行うことによって形成されていることが好ましい。また、本発明の他の局面として、前記摩擦攪拌加工用ツールを回転させながら被加工材に対して押し付けて発生する摩擦熱により被加工材を軟化させて加工する摩擦攪拌加工方法が提供される。本発明によれば、摩擦攪拌加工用ツールは、Reが添加されたNi基2重複相金属間化合物合金からなるので、更なる高硬度が発現して耐減耗性が向上され、長期の摩擦攪拌加工にも耐えることができる。また、前記合金素材に熱処理を行うことにより、高硬度を確実に発現させることができる。従って、鉄又は鉄合金等の加工温度が高温になる被加工材に対しても長期にわたり良好に摩擦攪拌加工することができる。本実施形態の摩擦攪拌加工用ツール以下、適宜ツールと呼ぶ。は、金属材料の被加工材に対して回転させながら押し当てて発生する摩擦熱により被加工材を軟化させて加工するための工具である。このツールは、背景技術で述べた摩擦攪拌接合FSW、摩擦攪拌プロセスFSP、摩擦点接合FSJ等を含む摩擦攪拌加工全般に用いられる。なお、本明細書において、~は、両端の値を含む。図1に示すように、摩擦攪拌加工用ツール1は、円柱状のショルダ部11と、ショルダ部11より大径で側面にカット面12が形成された円柱状の取付部13とを有する。摩擦攪拌加工用ツール1の取付部13を摩擦攪拌加工装置のツールホルダー等に装填してボルトを取付部13のカット面12に当てるように締め付けることで、摩擦攪拌加工用ツール1が着脱自在に取り付けられる。ショルダ部11の先端面は、平面状のショルダ面2と、ショルダ面2の中心部に突設された球面状のプローブ3とを有する。そして、ツール1は、被加工材を摩擦攪拌加工する際、回転しながらショルダ面2及びプローブ3を被加工材に押し付けて摩擦熱を発生させるようにする。なお、ツール1の形状は、図1のものに限らず、ショルダ部11と取付部13との間にフランジを形成したものでもよいし、取付部13は多角形形状であってもよい。また、ショルダ面2も、平面形状に限らず、プローブ3を中心としてやや凸又はやや凹となった曲面状に形成されてもよい。さらに、プローブ3は、球面形状に限らず、円柱状、円錐台状等であってもよいし、また、ねじが切ってあってもよい。前記摩擦攪拌加工用ツール1のサイズは、例えば、板厚1.5mm以下の被加工材の場合、ショルダ径ショルダ面2の直径は、8~14mm程度に設定される。プローブ径プローブ3の最も太い部分の直径は、3~6mm程度に設定され、プローブ3の長さショルダ面2からの突出高さは、被加工材の板厚にもよるが、プローブ3の先端が被加工材を貫通して突出しない程度で被加工材に深く挿入される長さに設定され、例えば、被加工材の板厚から0.1~0.2mm程度短い長さに設定される。前記ツール1は、定盤軸Xと横行軸Yと昇降軸Zの機械3軸からなる公知の摩擦攪拌接合装置に取り付けられて使用される。また、三次元曲面を有する被加工材の加工においては定盤軸Xと横行軸Yと昇降軸Zの機械3軸および揺動軸と旋回軸のツール2軸とからなる公知の5軸枠型の摩擦攪拌接合装置に取り付けられて使用される。また、三つの関節軸と二つの回転軸を具備した公知のロボットアームの先端に搭載されたマシンヘッドに取り付けても使用される。次に、前記摩擦攪拌加工用ツール1を用いた摩擦攪拌加工方法の一例として、摩擦攪拌接合を行う場合は、例えば、以下のように実施される。図2に示すように、被加工材として2枚の板状体6a,6bを接合する際、定盤4に配置した裏当て材5の上に、板状体6a,6bの突合わせ部7が位置するように載置し固定する。ここで、裏当て材5は、摩擦攪拌接合による裏面からの汚染等を防ぐために用いられ、耐熱性、不燃性、強度、非汚染性、表面平滑性等を有することが好ましく、高融点金属、セラミックス、窒化珪素等の材質からなる板、成形物、箔等が用いられる。そして、この板状体6a,6bの突合わせ部7の一端に、高速回転させた摩擦攪拌加工用ツール1のプローブ3を圧入しツール1のショルダ面2と板状体6a,6bの表面とを接触接触面積にして70以上させるように押し当てる。これにより、高速回転するプローブ3及びショルダ面2との摩擦によって板状体6a,6bの突合わせ部7の近傍が加熱されて軟化する。そして、この回転している摩擦攪拌加工用ツール1を板状体6a,6bの突合わせ部7に沿って他端側へ向けて移動させる。これにより、板状体6a,6bの突合わせ部7を含む部分が連続的に摩擦発熱して軟化されると共に攪拌されて、板状体6a,6bの突合わせ部7が摩擦接合される。前記摩擦攪拌接合の接合条件は、例えば、被加工材として鉄又は鉄合金を高品質に加工するには、ツール1の送り速度が900~1400mm/分に設定されるのが好ましい。また、ツール1の回転数は、ツール1が鉄又は鉄合金の被加工材に圧接されたときに摩擦熱により約800~約1000°C程度に発熱する回転数とするのが好ましく、例えば、600~900rpmに設定されるのが好ましい。また、ツール1の前進角ツールの先端部を移動方向側へ傾けたときの垂直線に対する傾きは、2~5°の範囲に設定されるのが好ましい。ところで、前記摩擦攪拌加工用ツール1の材質は、Reが添加されたNi基2重複相金属間化合物合金からなる。このNi基2重複相金属間化合物合金は、Ni、V、Al、TaTaは任意成分、B、及びReからなり不可避的不純物を含む、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有する。前記Ni基2重複相金属間化合物合金の組織は、整合性よく形成された立方体状のミクロ組織と、その間に形成されたナノ組織とで構成され、前者のミクロ組織が初析L12相Ni3Alで構成され、後者のナノ組織がL12相とD022相Ni3Al及びNi3Vとからなる共析組織で構成されている。そして、前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、共析温度よりも高い温度の熱処理で、A1相Ni固溶体相に初析L12相が析出した上部複相組織が形成され、その後の共析温度以下の熱処理で、A1相がL12相とD022相の2相に共析変態分解して下部複相組織が形成されている。ここで、共析温度よりも高い温度とは、初析L12相とA1相とが共存する温度であり、共析温度とは、A1相がL12相とD022相とに変態分解する温度の上限値である。このようにして、Ni基2重複相金属間化合物合金は、優れた特性を示すNi3X型金属間化合物が複相化されて形成されている。Reは、Ni基2重複相金属間化合物合金における前記Ni3X型金属間化合物のNi元素に置換する元素として含有される。すなわち、Ni、Al、Vを含むNi基2重複相金属間化合物合金に、Reを含有させることにより、微細な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得られ、この合金の硬さが向上される。また、Ni、Al、Vに加えてTaを含むNi基2重複相金属間化合物合金に、Reを含有させることにより、この合金の硬さが更に向上される。なお、Bは、得られる合金の延性向上のために添加される。また、Reを含有するNi基2重複相金属間化合物合金に熱処理を行うことにより2重複相組織を維持したまま、この合金の硬さを更に向上することができる。このことから、熱処理前の前記合金素材がツール形状に加工例えば、切削加工しやすい状態にあり、ツール形状に加工した後、熱処理により硬さを向上させることができ、従って、前記Re添加のNi基2重複相金属間化合物合金により、加工性例えば、切削加工性に優れ、且つ高硬度の摩擦攪拌加工用ツール1が得られる。前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、例えば、以下の製造方法で製造することができる。まず、前記Ni基2重複相金属間化合物を構成する各元素が上述した割合となるように金属地金を秤量し、これを加熱して溶解させる。次に、この溶湯を冷却することにより鋳造する。この鋳造における溶湯の冷却は、例えば、徐冷により行う。徐冷を行うと、溶湯が凝固した後に初析L12相とA1相とが共存する温度に比較的長い時間さらされることになり、また、その後、A1相がL12相とD022相とに分離する共析温度以下の温度にも長い時間さらされる。このため、初析L12相とA1相とからなる上部複相組織が形成され、さらにA1相が分解して、L12相とD022相とからなる下部複相組織が形成される。この徐冷は、例えば、炉冷によって行う。すなわち、前記材料を加熱して溶解させ、加熱後、その炉に溶湯をそのまま放置する。また、前記組織を有するNi基2重複相金属間化合物合金は、鋳造後、熱処理を行うことが好ましい。ここで、熱処理には、均質化熱処理、溶体化熱処理、時効熱処理、第1熱処理、第2熱処理等が例示される。例えば、鋳造後、溶体化熱処理A1単相化の溶体化熱処理を行う。溶体化熱処理は、1230~1330°Cで行う。具体的には、1280°Cの温度で、5時間程度の熱処理を行うのが好ましい。なお、溶体化熱処理の前に別の工程として均質化熱処理を行ってもよく、溶体化熱処理が均質化熱処理を兼ねていてもよい。また、溶体化熱処理後に冷却を行うが、この冷却は、空冷等の自然冷却、水冷等の強制冷却、いずれでもよいが、例えば、炉冷による冷却でもよい。この溶体化熱処理によってV元素等が固溶してA1相Ni固溶体相が形成され、その後の冷却でA1相中にL12相が析出し、さらに、A1相がL12相とD022相とに分解されて再度2重複相組織初析L12相とL12D022共析組織の組織が形成される。このため、微細かつ均一な2重複相組織を備えるNi基2重複相金属間化合物合金が提供される。また、溶解凝固により得られた合金材鋳塊などに対して、初析L12相とA1相とが共存する温度で第1熱処理を行い上部複相組織の形成、その後、L12相とD022相とが共存する温度に冷却空冷や炉冷のような自然冷却又は水冷等の強制冷却するか、L12相とD022相とが共存する温度で第2熱処理を行うことによってA1相をL12D022共析組織に変化下部複相組織の形成させるようにしてもよい。ここで、第1熱処理は、例えば、1230~1330°Cの温度で行い、具体的には、1280°Cの温度で、5~200時間程度の熱処理を行う。また、第2熱処理は、例えば、800~1000°Cの温度で行い、具体的には、930°Cの温度で、5~200時間程度行う。なお、前記溶体化熱処理が前記第1熱処理を兼ねてもよい。また、前記溶体化熱処理後に、時効熱処理を行うのが好ましい。この時効熱処理は、Ni基2重複相金属間化合物合金の初析L12相の間隙に形成されたA1相を変態分解して、L12相とD022相とを形成するために実施するものであるので、前記第2熱処理と同じ温度範囲で熱処理することにより実施できる。すなわち、L12相とD022相とが形成されることを促進するため、時効熱処理は、800~1000°Cの温度、好ましくは825~1000°C850±25°C又は975±25°Cの温度で、0.5~24時間程度行うのが好ましい。なお、前記時効熱処理は、鋳造後に行ってもよいし、また、前記第1若しくは及び第2熱処理後に行ってもよい。また、本明細書において、時効熱処理を下部複相熱処理下部複相組織を形成させる熱処理ともいう。そして、摩擦攪拌加工用ツール1を形成するRe添加のNi基2重複相金属間化合物として、例えば、Niを主成分とし、かつAl:5~12原子、V:11~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して、10~1000重量ppmのBを含むとともに、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有するものが挙げられる。具体的には、前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、Niを主成分とし、かつAl:8~12原子、V:13~17原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのB、及び不可避的不純物を含む組成からなり、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有するものが挙げられる。このReを含む前記組成のNi基2重複相金属間化合物合金は、微細な2重複相組織が形成されて著しい硬さを発現させるので、このNi基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツール1は、硬さを著しく向上させることができる。また、前記組成のNi基2重複相金属間化合物は、溶体化熱処理後に時効熱処理例えば、800~1000°Cの熱処理を施すことにより、さらに硬さが著しく向上される。このNi基2重複相金属間化合物合金は、前記熱処理の温度で著しい硬さを示すので、高温例えば、前記時効熱処理の温度での使用にも適する摩擦攪拌加工用ツール1が得られる。なお、前記のRe添加のNi基2重複相金属間化合物合金は、例えば、900°Cの温度で、5~10時間の時効熱処理を行った場合、約660HVを超えるビッカース硬さを実現できることを確認した後記の表2の試料No.1参照。また、摩擦攪拌加工用ツールを形成する、Re添加のNi基2重複相金属間化合物合金には、Taをさらに含んでもよい。この場合の前記Ni基2重複相金属間化合物合金は、Niを主成分とし、かつAl:5~9原子、V:11~15原子、Ta:3~7原子、Re:1~5原子を含む合計100原子の組成の合計重量に対して10~1000重量ppmのB、及び不可避的不純物を含む組成からなり、初析L12相とL12D022共析組織との2重複相組織を有するものが挙げられる。このTa、Reを含む前記組成のNi基2重複相金属間化合物は、溶体化熱処理後に時効熱処理例えば、800~1000°Cの熱処理を施すことにより硬さを著しく向上させることができるのみならず、時効熱処理前の溶体化熱処理後のものであっても優れた硬さを有するので、このTa、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツール1は、硬さを著しく向上させることができる。また、このTa、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金も熱処理により微細な2重複相組織を維持したままで硬さを著しく向上させることができるので、高温例えば、前記時効熱処理の温度での使用にも適する摩擦攪拌加工用ツール1が得られる。なお、前記のTa、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金は、例えば、900~950°Cの温度で、2~24時間の時効熱処理を行った場合、約780HVを超えるビッカース硬さを実現できることを確認した後記の表2及び表3の試料No.2参照。以上のように、この実施形態によれば、摩擦攪拌加工用ツール1を形成するNi基2重複相金属間化合物は、Reが添加されることにより微細な2重複相組織を形成して硬さが著しく向上される。このことから、摩擦攪拌加工用ツール1において、摩擦攪拌加工中の高温でも更なる優れた硬さを発現して、摩擦攪拌加工によるツール摩耗が少なく抑えられてツール寿命が向上される。従って、鉄又は鉄合金等の加工温度が高温になる被加工材に対しても、長期の摩擦攪拌加工にツール1が耐えることができ、長期にわたり高品質に摩擦攪拌加工することができる。また、ツール交換頻度が少なく済むので、加工コストを安価にすることができる。なお、本明細書でいう鉄合金とは、鉄を主成分として他の元素を一つもしくは複数含む合金をいう。例えば、炭素鋼、ステンレスなどが挙げられる。以下に、実施例を挙げて本発明を説明する。<参考例>まず、ツールの材質として用いるRe添加のNi基2重複相金属間化合物合金について、高硬度が発現されることを実証するため、合金試料を作製してその硬さを調べた。合金試料の作製まず、表1に示す割合のNi、Al、V、Ta、Reの地金それぞれ純度99.9重量及びBをアーク溶解炉内の鋳型中で溶解、凝固することによって鋳造材30~50mmφの小型ボタン状の合金を作製した。次いで、作製された鋳造材から試験片約10mm×5mm×1mmを切り出し、得られた試験片に対して、溶体化熱処理として1280°C×5時間の熱処理を施し、その後炉冷した。さらに、溶体化熱処理された試験片のうちの一部に対して、下部複相熱処理時効熱処理として、900°Cの温度で5、10、24時間の各条件での熱処理と、950°Cの温度で2、5、10、24時間の各条件での熱処理とをそれぞれ行い、水焼き入れを行った。組織観察No.1Re含有、No.2Re、Ta含有のいずれの試料も、溶体化熱処理した後のもの、及び、溶体化熱処理して下部複相熱処理した後のものについて、SEMによる組織観察を行ったところ、いずれも2重複相組織における立方体状の組織は、Reを含まないNi基2重複相金属間化合物合金Ni75Al8V14.5Nb2.5の2重複相組織と比較して、数分の1の大きさであり、超微細な2重複相組織で形成されていた。この結果から、2重複相組織の大きさにReが関与し、Reが添加されることにより、2重複相組織が維持されるとともに微細な2重複相組織が形成されることがわかった。ビッカース硬さ試験No.1Re含有、No.2Re、Ta含有の各試料について、ビッカース硬さを測定した。なお、ビッカース硬さは、主として荷重1000g1kg、保持時間20秒で測定し、その測定は、室温約25°Cで行った。表2及び表3にその測定結果を示す。No.1Re含有、No.2Re、Ta含有のいずれの試料も、数時間の下部複相熱処理でビッカース硬さの値が著しく上昇した。例えば、表2より、5時間、900°Cの下部複相熱処理により、ビッカース硬さの値は、No.1の試料では約130HVも上昇し、No.2の試料では約140HVも上昇した。また、表2、表3より、No.2の試料は、溶体化熱処理のみ施した場合でも660HVという高い値を示し、さらに下部複相熱処理を900°C、950°Cのいずれの温度でも施すことにより、780HVを超える硬さを示すようになった2~5時間の下部複相熱処理では797HV以上であった。。なお、Ni:72原子、Al:7原子、V:13原子、Ta:5原子、Re:3原子の合計100原子の組成の合計重量に対してBが50重量ppm含む合金の鋳造後試料セラミックモールド法で鋳造するときに徐冷することにより、初析L12相とA1相とが共存する温度及びA1相がL12相とD022相とに分離する共析温度以下の温度に長い時間晒すことで溶体化熱処理を省略した試料について、ビッカース硬さを測定したところ、662HVという高い値を示すことも確認した。以上の結果より、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金は、Reを含まないものに比して、微細な2重複相組織が形成されて、ビッカース硬さの値が高くなることが確認された。また、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金は、下部複相熱処理を施すことにより、ビッカース硬さが著しく上昇することが確認された。さらに、Re、Taを含むNi基2重複相金属間化合物合金の場合は、溶体化熱処理のみ施した場合でもビッカース硬さの値が高い値を示すことが確認され、さらに下部複相熱処理を施すことによりビッカース硬さの値がさらに高い値を示すことが確認された。なお、特許文献1特開2009-255170号公報の図41より、Ni基2重複相金属間化合物合金は、ビッカース硬さの値が高温域300~900°Cでも常温下での硬さより急激に低下することなく高い値に維持されることがわかっている。このことから、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツール1は、高温下でも高い硬さを維持することが裏付けられる。<実施例>次に、Reを含むNi基2重複相金属間化合物合金からなる摩擦攪拌加工用ツールによれば、ツール寿命が延びて長期にわたり良好な摩擦攪拌接合が行えることの効果を確かめるため、以下の実験を行った。摩擦攪拌加工用ツールの作製Ni:72原子、Al:7原子、V:13原子、Ta:5原子、Re3原子、及び、B:50重量ppmの組成になるように、Ni、Al、V、Ta、Reの地金それぞれ純度99.9重量とBを秤量したものを真空誘導溶解法によって0.3kgの鋳塊鋳造素材を作製した。この鋳造素材に対し、以下に示すツール形状に切削加工した後、時効熱処理下部複相熱処理として950°Cの温度で5時間の熱処理を施して、図1に示す本摩擦攪拌接合用ツール1を作製した。摩擦攪拌加工用ツールの形状ショルダ面2は直径12mmの円形の平面であり、その中央に設けたプローブ3は半径2mmの球面がショルダ面2から一部突出している。プローブ3の底部直径は約4mmであり、ショルダ面2からプローブ3の先端までの長さ突出高さ、プローブ長さは0.81mmである。摩擦攪拌加工摩擦攪拌接合前記摩擦攪拌加工用ツール1を用いて、図2に示した方法で摩擦攪拌加工突合せ接合による摩擦攪拌接合を行った。このとき、定盤軸Xと横行軸Yと昇降軸Zの3軸からなる摩擦攪拌接合装置に前記ツール1を取り付けた。なお、摩擦攪拌接合加工時にはアルゴンガスがツール側面に沿って流れ下りツール1を包むようになっている。また、図2に示すように、鋼製S50Cの定盤4上に、裏当て材5として、表面平滑な窒化珪素製四角柱30mm角、長さ100mmを3本長さ方向に連ねて並べて固定した。なお、裏当て材5の材質となる窒化珪素は、主成分として、Si3N490重量、Al2034~5重量、Y2O34~5重量他からなる。そして、裏当て材5上に、被加工材として、SUS430からなる2枚の平板材6a,6b縦300mm、横75mm、厚さ1.0mmの接合面を互いに突き合わせて載置し固定した。接合条件摩擦攪拌接合の条件は、ツール1を、前進角3度で、ツール回転数600~900rpmで高速回転させながら2枚の平板材6a,6bの接合線突合わせ部7上に押し付け、摩擦熱によりツール1がオレンジ色に発光した後、ツール送り速度900~1400mm/分で回転するツール1を直線状に移動させて、2枚の平板材6a,6bを突き合わせた接合線を摩擦攪拌接合した。この加工時のツール1への負荷は0.8~1.05tonに設定した。この摩擦攪拌接合の1回の施工距離を250mmに設定し、80回総施工距離20000mm行った。なお、摩擦攪拌接合条件は、1回の操作施工距離250mmの摩擦攪拌接合操作では、前記の条件範囲内で一定の設定値に設定して行った。図3~図9に試験No.1~7として前記接合操作の操作回が所定回目表4中操作回を参照における平板材6a,6bの接合部の写真を示しており、前記摩擦攪拌接合の施工状態は、接合操作の初期、中期、後期のいずれも外観上良好であった。このことから、本実施例によるツール1によれば、長期の摩擦攪拌接合にもツール1が耐えて、長期にわたって良好な仕上り状態が確保できた。引張試験前記接合部の強度を調べるために、前記摩擦攪拌接合後の平板材6a,6bについて、接合方向に対して直交する向きに試料を作製し、引張試験を行った。試料は、JISZ22015号試験片の形状に準じ、幅24.6mm、標点距離50mmとした。測定時のクロスヘッド速度は20mm/minとした。以上の測定結果を、操作回、摩擦攪拌接合条件とともに、表4に示す。表4より、引張強度についても、施工距離の全体にわたって537MPa以上の強度が得られた。ツールの施工距離が18750~19000mm試験No.6や19750~20000mm試験No.7の長くなった接合材でも、引張強度が549MPa試験No.6、564MPa試験No.7を有しており、施工距離が2750~3000mm試験No.1や4000~4250mm試験No.2の短いときの接合材でも、引張強度が555MPa試験No.1、537MPa試験No.2であったことと変わりなく、このことから施工距離が長くなっても良好な接合加工が行われた。さらに、この結果は、SUS430母材の引張強度が、n=3の平均が519MPaであったことからSUS430母材と比較しても見劣りしない十分な強度が得られていることがわかった。また、ツール1の摩耗も、ツール1の重量、プローブ3の高さを測定した結果、80回の施工操作施工距離20000mmを行った後でも、未使用時のときと比べて、ツール1の重量が0.1g減少し、プローブ高さが0.02mm短くなっていたが、大きく減耗していなかったことから、ツール摩耗が少なく抑えられていた。以上より、実施例のツールRe添加のNi基2重複相金属間化合物合金からなるツールによれば、SUS430の平板材の摩擦接合を施工距離20000mmに達しても、外観の施工状態及び接合強度において良好であり、ツール寿命が非常に長くなったことがこの実験で実証された。"