Nbが濃化した相である水素透過相と、遷移金属相である耐水素脆化相とが二相に分離した金属組織を有し、前記水素透過相及び前記耐水素脆化相は、圧延により伸展した組織を有し、前記圧延により薄くなった厚さ方向であって前記圧延により伸展させた方向の断面の電子顕微鏡による50μm×50μmの観察面における任意の10μm×10μmの領域の前記水素透過相の割合が35~70であることを特徴とする水素分離合金。組成式Nb100-αβM1αM2β式中、M1は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素であり、M2は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素であり、10≦α≦60、10≦β≦50、αβ≦80である。で表される水素分離合金であって、不可避的不純物を含み、前記水素透過相がNb-M1相であり、前記耐水素脆性相がM2-M1相であることを特徴とする請求項1に記載の水素分離合金。前記M1がTiであり、前記M2がNiであることを特徴とする請求項2に記載の水素分離合金。前記水素分離合金の厚さが1mm以下の薄板であることを特徴とする請求項1乃至3の何れか一項に記載の水素分離合金。減圧雰囲気にて溶解鋳造して、Nbが濃化した相である水素透過相と、遷移金属相である耐水素脆化相とが二相に分離した金属組織を有する水素分離合金塊を得る溶解工程と、前記水素分離合金塊に熱間塑性加工を施す熱間加工工程と、前記熱間塑性加工を施した前記合金塊に冷間圧延を施す冷間圧延工程とを含み、前記冷間圧延工程は、800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を少なくとも1回以上施す工程を含み、前記合金塊の総圧下率は、99以上であることを特徴とする水素分離合金の製造方法。組成式Nb100-αβM1αM2β式中、M1は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素であり、M2は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素であり、10≦α≦60、10≦β≦50、αβ≦80である。で表される水素分離合金の製造方法であって、不可避的不純物を含み、前記水素透過相がNb-M1相であり、前記耐水素脆性相がM2-M1相であることを特徴とする請求項5に記載の水素分離合金の製造方法。前記熱間加工工程と前記冷間圧延工程との間に、800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を行なうことを特徴とする請求項5または6に記載の水素分離合金の製造方法。前記M1がTiであり、前記M2がNiであることを特徴とする請求項6または7に記載の水素分離合金の製造方法。前記冷間圧延工程にて、厚さを1mm以下の薄板とすることを特徴とする請求項5乃至8の何れか一項に記載の水素分離合金の製造方法。特許文献1~3に記載されたNi-Ti-Nb系複相合金においては、水素透過係数を改善する検討はなされてきたものの、水素分離合金に要求されるもう一つの重要な特性である耐水素脆性に金属組織が与える影響については十分検討されてこなかった。また、特許文献4の複相型水素透過合金は、圧延やプレスなどの塑性加工により耐水素透過相が水素透過方向に伸展した金属組織を呈するものであり、確かに水素透過性を改善する効果は大きいものである。しかしながら、特許文献4に記載された複相型水素透過合金は、塑性加工を受けた面の直角方向の面を水素が透過する面とするものであるため、水素透過膜として用いようとした場合、水素が透過する側の表面積が大きくなると、例えば、圧延材から幾つもの素材を切り出して組み合わせて製品とする必要があるため、水素が透過する側の表面積が大きい大型製品への適用には不向きである。また、特許文献4に記載された水素透過膜においては、塑性加工を受けた面を水素が透過する面として用いた場合、十分な水素透過性が期待できない。本発明の目的は、水素が透過する側の表面積が大きい製品にも適用可能であり、水素透過性を低下させることなく、さらに、耐水素脆性を向上させる金属組織を有する水素分離合金を提供することにある。本発明の水素分離合金は、組成式Nb100-αβM1αM2βで表されるものである。ここで、M1は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素であり、M2は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素であり、10≦α≦60、10≦β≦50、αβ≦80である。不可避的不純物は含む。そして、Nb-M1相である水素透過相とM2-M1相である耐水素脆性相との二相を含み、前記水素透過相及び前記耐水素脆化相は、圧延により伸展した組織を有する。本発明によれば、水素透過相が伸展した微細な層状組織とし、且つ、水素吸放出に伴う結晶格子の膨張及び収縮によって発生する応力を緩和して耐水素脆性を向上させるとともに、水素透過性能を向上させることができる。結果として、水素透過性能及び耐水素脆性の両方に優れ、水素が透過する側の表面積大型製品にも適用可能な水素分離合金を安価に製造することができる。本発明の最大の特徴は、従来にない新規な金属組織を調製したことにある。以下、本発明の一実施形態に係る水素分離合金及びその製造方法について説明する。前記水素分離合金は、Nbが濃化した相である水素透過相と、及び遷移金属相である耐水素脆化相とが二相に分離した金属組織を有するものであり、好ましい組成は、組成式Nb100-αβM1αM2βで表されるものである。ここで、M1は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素であり、M2は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素であり、10≦α≦60、10≦β≦50、αβ≦80である。不可避的不純物は含む。そして、Nb-M1相である水素透過相とM2-M1相である耐水素脆性相との二相を含み、水素透過相及び耐水素脆化相は、圧延により伸展した組織を有する。圧延により薄くなった厚さ方向であって圧延により伸展させた方向の断面の電子顕微鏡による50μm×50μmの観察面における任意の10μm×10μmの領域の水素透過相の割合は35~70である。前記水素分離合金の製造方法は、減圧雰囲気にて溶解鋳造して、Nbが濃化した相である水素透過相と、遷移金属相である耐水素脆化相とが二相に分離した金属組織を有する水素分離合金塊を得る溶解工程と、前記合金塊に熱間塑性加工を施す熱間加工工程と、前記熱間塑性加工を施した前記合金塊に冷間圧延を施す冷間圧延工程とを含む。そして、冷間圧延工程は、800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を少なくとも1回以上施す工程を含み、合金塊の総圧下率は、99以上とする。ここで、800°C以上1100°C未満の温度とは、800°C以上かつ1100°C未満の温度をいい、800°C未満及び1100°C以上の温度は含まない。なお、総圧下率とは、下記の式で表される値である。ここでtiは鋳造時の合金塊の厚さを、tmは最終圧延後の板厚さを、toは熱間加工後に除去した酸化被膜の厚さを示す。前記水素分離合金の製造方法は、熱間加工工程と冷間圧延工程との間に、800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を行なうことが望ましい。前記水素分離合金の製造方法は、金属原料として、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素と、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素と、Nbとを用いる。以下、実施例を用いて詳しく説明する。図1は、実施例の水素分離合金の断面を示す電子顕微鏡写真である。実施例の水素分離合金の金属組織は、圧延方向断面を電子顕微鏡により観察したとき、例えば、図1の断面電子顕微鏡写真に示すように、Nbが濃化した白色の水素透過相と遷移金属を含有する灰色の耐水素脆性相との二相が分離した金属組織を有し、水素透過相が塑性加工により伸展した組織を有する。なお、本発明で言う遷移金属相とは、周期表で第3族元素から第12族元素までの範囲に存在する元素をいい、これらの元素を2種以上含有するものをいう。そして、実施例の水素分離合金の圧延方向断面において、電子顕微鏡を用いて50μm×50μmの視野中における任意の10μm×10μmの領域を測定したとき、水素透過相の割合が視野面積率で35~70の範囲であることが必要である。これは、本実施例の金属組織の均一さを示す指標であり、もし、水素透過相の割合が過度に少なかったり、逆に多かったりすると、水素透過性能と耐水素脆性との両立が困難となるからである。好ましい水素透過相の割合の下限は視野面積率で40である。なお、金属組織が均一であれば、上記の視野中におけるどの位置で測定しても、その測定結果に大きな差は生じない。そのため、本実施例において、水素透過相の割合を測定する視野面積は、50μm×50μmの観察面における任意の10μm×10μmの領域とした。図2は、実施例の水素分離合金の金属組織観察を行なう観察面を示す模式図である。本図において、符号1は水素分離合金であり、電子顕微鏡を用いて観察する観察面2の位置方向を示したものである。そして、本実施例においては、伸展した水素透過相同士の間隔が狭く、一部が厚さ方向に互いに連続した箇所が存在する金属組織を有する。この金属組織とすることにより、厚さ方向に水素の透過が容易となる。また、本図に示すような圧延材の一方の表面側から他方の表面側に水素を透過させることが容易となるため、水素透過膜製品としたときに、水素透過性に優れた大面積の水素透過膜とすることができる。なお、本実施例の金属組織とするには、圧延により水素透過相を伸展させ、且つ、水素透過相同士を近接させることが望ましい。その結果、水素透過相は圧延方向に伸展し、水素透過相の厚さは10μm以下となり、一部が厚さ方向に互いに連続した箇所が存在する金属組織とすることができる。水素透過相の好ましい厚さは7μm以下であり、更に好ましくは5μm以下である。本図に示す観察面は、圧延により薄くなった厚さ方向であって圧延により伸展させた方向の断面である。本実施例の金属組織を得るには、水素分離合金に適切な塑性加工と熱処理を施すことによって可能となる。そのための製造方法は後述する。本実施例の金属組織を得るには、化学組成を以下の範囲とするのが好適である。具体的な水素分離合金の組成は、組成式Nb100-αβM1αM2βM1は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される1種類以上の元素を含む。M2は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される1種類以上の元素である。そして、10≦α≦60、10≦β≦50、αβ≦80である。で表される。このほか、不可避的不純物を含んでもよい。Nbは、M1元素と共にNb-M1相水素透過相を形成して水素透過能を確保する元素である。特に高い水素透過能を得るためのNbの含有量としては、100-αβとして20原子以上が好ましい。換言すると、後述するαβの総和は80原子以下であり、好ましいαβの総和は60~70原子の範囲である。M1元素は、Ti、Zr及びHfからなる群から選択される。上述の通り、M1元素は、Nbと共にNb-M1相を形成し、水素透過性の確保に寄与する。M1元素の含有量αが10原子未満では、水素透過性は高いものの水素脆化が激しく、水素透過後すぐに合金が破壊してしまう。一方、αが60原子を超えると、水素透過能が低下する。好ましい範囲は20~40原子である。なお、M1元素のうちTiの添加が最も好ましい。Zr又はHfの添加は、水素分離合金を硬化させ易く、その結果、塑性加工が困難となる場合があるためである。ZrやHfを添加する場合は、M1元素の総量に対して20程度とし、残りはTiとするのが良い。また、Nb-M1相には、5原子以下程度の僅かなM2元素を含有する場合があるが、特に問題はない。M2元素は、Ni、Co、Cr、Fe、Cu及びZnからなる群から選択される。M2元素は、M2-M1相耐水素脆化相を形成し、耐水素脆性を担うために必要な元素である。M2元素の含有量βは、10~50原子であることが好ましい。M2元素が10原子未満では機械的加工性に劣る。一方、βが50原子超では脆くなる。この場合も、機械的加工が困難である。好ましい範囲は25~45原子である。なお、M2元素のうちNiを選択するのが好ましい。これは、Niが上記Tiと反応してNiTiを形成し、塑性加工を容易にするためである。なお、水素透過性や耐水素脆性を向上させる目的で、βの範囲内において、NiにCo、Cr、Fe、Cu及びZnを複合添加してもよい。Niが上記Tiと反応してNiTiを形成し、塑性加工を容易にするため、Co、Cr、Fe、Cu及びZnを複合添加する場合は、M2元素の総量に対して75以下とするのが良い。また、M2-M1相には、10原子以下程度の僅かなNbを含有する場合があるが、特に問題はない。次に、実施例の水素分離合金の製造方法について説明する。水素分離合金塊単に合金塊とも呼ぶ。を製造する際には、例えば、真空溶解と言った減圧雰囲気中での溶解を必須とする。これは、本実施例の水素分離合金が酸素との親和力の高いNb、及び、好ましい選択元素であるTiを含有するためである。また、減圧雰囲気中で溶解を行う際には、合金塊の酸素含有量が1000ppm以下となるようにするのが好ましい。これは、圧延性を低下させる脆性の金属間化合物の生成を抑制するためである。次に、減圧雰囲気にて溶解鋳造して得られた水素分離合金の合金塊素材を用いて、熱間塑性加工を施す熱間加工工程と、800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を少なくとも1回以上施す冷間圧延工程により、水素分離合金の素材の総圧下率を99以上とする。また、減圧雰囲気中で溶解を行う際、酸素の混入を避ける目的で5×104Pa以下のArなどの不活性ガス雰囲気で溶解してもよい。また、特に真空溶解を実施する場合においては溶解雰囲気を0.1Pa以下に減圧するのが好ましい。水素分離合金は、その厚さが薄いほど水素を透過させる性能が向上するため、0.01~1mm程度の厚さにまで加工されることが一般的である。しかし、このような薄板とする場合、熱間加工のみで精度よく製造することは不可能であり、冷間圧延工程との組み合わせが不可欠となる。熱間加工工程は、後に行なう冷間圧延工程用の素材とするに必要な形状調整を行なうのと同時に、総圧下率を大きくすることにより、水素透過相を伸展させるために有利であるからである。具体的な熱間加工は、例えば、熱間鍛造、熱間プレス、熱間圧延等であり、上記の熱間鍛造、熱間プレス及び熱間圧延の何れかの熱間加工を実施しても良いし、幾つかの熱間加工を組み合わせて実施しても差し支えない。また、本実施例においては、熱間加工後すなわち、熱間加工工程と後述の冷間圧延工程との間の素材に800°C以上1100°C未満の温度に加熱して焼鈍を行なっても良い。焼鈍において、塑性加工後の水素分離合金を軟化させるためには800°C以上の温度とするのが良い。また、焼鈍の温度が1100°Cを超えると、伸展した水素透過相の粗大化が進行し、後に行なう冷間加工を行なっても、水素透過相を均一な金属組織に調整するのが困難となる。なお、この焼鈍の雰囲気は、酸化等による水素分離合金の脆化を防止するため、水素などの還元性雰囲気、窒素やアルゴン等の不活性ガス雰囲気、真空雰囲気等で行なうとよい。本実施例においては、前述の熱間加工工程の後、冷間圧延工程により、水素分離合金の素材の総圧下率を99以上として、水素分離合金の厚さを1mm以下の薄板とする。冷間圧延においては、圧延材の広幅化が容易であることから、水素が透過する側の表面積の大きな大型製品への適用が一層容易となる。また、冷間圧延を施すことにより、水素透過相をより一層伸展させ、水素透過相の形状を均一に層状にできるため、水素透過相と耐水素脆性相との界面の面積を増加させることができる。そのため、水素吸放出に伴う結晶格子の膨張及び収縮によって水素透過相と耐水素脆性相との界面に発生する応力を緩和しやすくなる。結果として、耐水素脆性が向上するだけでなく、伸展した水素透過相同士が耐水素脆性相を挟んで非常に接近した状態となるため、冷間圧延に組み合わせて行なう焼鈍によって伸展させた水素透過相同士の一部を厚さ方向に連続させた金属組織を得やすくすることができる。熱間加工及び冷間圧延の総圧下率が99に満たない場合、上記の効果が得られない。そのため、本実施例においては、熱間加工及び冷間圧延を必須とし、その総圧下率を99以上とする。好ましくは99.5以上である。上記の冷間圧延工程においては、800°C以上1100°C未満の焼鈍を行う。焼鈍は、冷間圧延工程の途中に行うのが良い。焼鈍温度が800°C未満である場合、冷間圧延の中間素材を軟化させる効果が不十分となり、99以上の総圧下率の達成が困難となる。また、冷間圧延によって生じた歪が水素を捕捉するサイトとして働くために十分な水素透過性能を得ることができない。また、焼鈍温度が高いほど、伸展した水素透過相が厚さ方向に連続した金属組織を得やすいものの、1100°C以上となると伸展した水素透過相が粒形状へと変化しやすくなる。この場合、水素透過相と耐水素脆性相との界面面積が減少することから、水素吸放出に伴う結晶格子の膨張及び収縮によって水素透過相と耐水素脆性相との間に発生する応力を緩和しにくくなり、耐水素脆性が低下する。なお、この焼鈍の雰囲気は、酸化等による水素分離合金の脆化を防止するため、水素などの還元性雰囲気、窒素やアルゴン等の不活性ガス雰囲気、真空雰囲気等で行なうとよい。金属Niが25質量、金属Tiが21質量、残部が金属Nbとなるように混合してルツボ内に充填し、高周波誘導溶解炉に設置したすなわち、ここでの金属原料は、Ni、Ti及びNbである。。そして、油回転ポンプ及び湯拡散ポンプを用いて炉内を5.3×10-2Paまで減圧した後、Arを1.3×104Paになるまで導入した。この後、原料を加熱して溶解し、均一な溶湯とするために1時間保持した。その後、鋳造を行なって80mmt×80mmw×140mmlの角型水素分離合金塊単に合金塊とも呼ぶ。を得た溶解工程。表1は、合金塊の組成を示したものである。上段は質量を示し、下段は原子を示す。なお、得られた合金塊には、当然、製造上不可避的に混入する不純物が僅かに含有されるが、全ての含有元素を特定し、原子を計算することは困難であるため、表1にはNb、NiM1元素及びTiM2元素のみを記す。実施例1の合金塊を1000°Cに加熱し、短辺部の厚さが25mmになるまで熱間鍛造した。なお、途中で合金の温度低下が見られた場合は、一旦、熱間鍛造を中断し、再度1000°Cに加熱して熱間鍛造した。この後、さらに加熱温度1000°Cにて熱間圧延熱間塑性加工を繰り返し行い、2.5mmt×100mmw×1200mmlの熱間圧延材を作製した熱間加工工程。作製した熱間圧延材を長さ500mmに切断し、その酸化層を除去した後、1.3×10-3Paまで減圧した後、900°C×1時間の真空焼鈍を行った。焼鈍を行った熱間圧延材を冷間圧延にて厚さが0.1mmの薄板となるまで冷間圧延を行った。冷間圧延の途中において、加工硬化により圧延が困難となったため、一旦、900°C×1時間の真空焼鈍を行い、再び冷間圧延を行った冷間圧延工程。最後に、冷間圧延材を900°C×27時間の歪取り焼鈍を行った。なお、熱間鍛造、熱間圧延及び冷間圧延による総圧下率は99.57であった。冷間圧延後の薄板状の水素分離合金は、0.1mmt×120mmw×5200mmlであり、十分な表面積を持つものであった。作製した厚さ0.1mmの冷間圧延後の水素分離合金から、直径20mmの円盤状に打抜き、高周波マグネトロンスパッタにて試料表面にPdを約100nm成膜し、実施例の水素分離合金を用いた水素分離膜を作製した。続いて実施例3、4としてNb、Ni及びTiの比を実施例1から変更した水素分離膜を実施例1と同じ製造方法で作製した。実施例3、4の合金組成を実施例1と同様に表2に示す。比較例の水素分離合金は、以下の方法で作製した。表1に示す実施例2の合金塊から放電加工機にて厚さを1mm比較例1、2mm比較例2及び3mm比較例3の板材を切断して比較例の水素分離膜を作製した。次に、冷間圧延にて板厚が0.5mmの薄板になるまで冷間圧延した。冷間圧延の途中で900°C×1時間の真空焼鈍を行なった。冷間圧延後の水素分離合金に対して更に1100°C×48時間の真空焼鈍を施した。作製した水素分離合金を直径20mmの円盤状に切り出した後、研磨紙、アルミナ砥粒を用いたバフ研磨にて厚さ0.3mmになるまで機械研磨した。最後に、高周波マグネトロンスパッタにて試料表面にPdを約100nm成膜し、水素分離膜を作製した。次に、実施例の水素分離合金及び比較例の水素分離合金の金属組織を観察した。観察面は、図2に示すとおりである。図1は、実施例1の合金組織を示したものである。白色に見える相は、Nbが濃化した水素透過相Nb-M1相:M1はTiであり、灰色に見える相は、遷移金属相の耐水素脆化相M2-M1相:M2はNi、M1はTiである。観察面において視覚的に認識できる相は、水素透過相及び耐水素脆性相の二相である。水素透過相及び耐水素脆化相が塑性加工により伸展し、且つ、伸展した水素透過相の一部が厚さ方向に互いに連続した金属組織を有する水素分離合金である。実施例の水素分離合金は、総圧下率が99.57と非常に高く、薄い水素透過相が非常に均一に分散した金属組織となっている。表3は、実施例の水素分離合金板状の圧延方向の断面を電子顕微鏡により撮影した50μm×50μmの視野中において10μm×10μmの正方形領域を3箇所選択し、その領域内における水素透過相の面積率を測定した結果を示したものである。表3から、100μm2という狭い領域にもかかわらず、いずれの領域においても水素透過相の面積率は37.5~60.5である。この結果から、実施例の水素分離合金が非常に均一な金属組織を有することがわかる。図3~5はそれぞれ、比較例1~3の合金組織を示す。これを実施例の水素分離合金と比較すると、水素透過相が非常に粗大であることが分かる。また、図中に示すように、10μm×10μmの領域を任意で選択すると、何れの比較例においても、水素透過相の面積率が同一合金中でおおよそ10~90となり、領域によって水素透過相の面積率が大きく変化することがわかる。これは、各水素分離合金の総圧下率が比較例1で50、比較例2で75、比較例3で85と低いことから、十分に水素透過相を十分に薄く均一な層状構造にできなかったためである。このように粗大な水素透過相が不均一に存在する場合、水素分離合金が水素を吸収したとき、水素透過相と耐水素脆性相との界面で発生する応力が局所的に非常に大きくなり、耐水素脆性が低下する。表4は、面積率の測定結果を示したものである。次に、作製した水素分離膜について水素透過試験を行い、水素透過性能及び耐水素脆性を評価した。水素分離膜をステンレス製ガスケットで挟み、試料ホルダーに入れてガス漏れがないようにシールした。水素分離膜の両側を真空とした後、水素分離金属膜を350°Cに加熱して保持した。続いて、水素分離膜の両側に水素を0.1MPaになるまで導入した。その後、膜の片側の水素圧力を0.9MPaまで段階的に高めながら水素分離膜を透過した水素の流量をマスフローメータにて測定した。試験途中で膜破壊が生じた場合にはその圧力で試験を終了とした。作製条件毎に各8試料ずつ測定を実施し、水素透過係数、及び膜破壊が発生したときに水素分離膜にかかっていた水素圧力の差の平均値を求めた。表5は、結果を示したものである。表5に示すとおり、実施例の水素分離合金を用いた水素分離膜は、耐水素脆性及び水素透過係数の両方が高い値を示した。一方、比較例1~3は、実施例1と合金組成が同じであり、さらに、膜厚がより厚いにもかかわらず、実施例1の水素分離合金を用いた水素分離膜と比較して容易に膜破壊が生じた。これは、総圧下率が不足していること、及び、最終圧延後の熱処理温度が1100°Cと高く合金中の水素透過相が凝集しようとするために水素透過相と耐水素脆性相との界面面積が減少し、水素吸放出時に水素透過相と耐水素脆性相との界面に発生する応力が非常に大きなものとなるためである。また、比較例1~3においては、総圧下率の不足により水素透過相同士が厚さ方向に互いに連続していないため、水素透過係数も実施例1に比べて低い値となっている。以上に説明したように、実施例の水素分離合金は、熱間加工と冷間加工という確立された加工プロセスを最適化することにより、すなわち、金属組織の制御により、水素分離合金に必要とされる基本的な特性である、優れた水素透過能及び耐水素脆化性の両立を実現しつつ、表面積の大きな水素分離金属膜を安価に提供できる。そのため、工業用水素精製装置やメンブレンリアクター等の大型製品への適用を期待できる。本発明によれば、平易な合金膜作製プロセスである塑性加工と熱処理とを用いることにより、水素透過相が伸展した微細な層状組織とし、且つ、合金中に均一に分散させることで水素吸放出に伴う結晶格子の膨張と収縮によって発生する応力を緩和して耐水素脆性を向上させると同時に、水素透過性能を向上させることができる。結果として、水素透過性能及び耐水素脆性の両方に優れ、水素が透過する側の表面積大型製品にも適用可能な水素分離合金を安価に製造することができる。