JP2017154159A

JP2017154159A - 金属間化合物合金、金属部材及びクラッド層の製造方法

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Publication number: JP2017154159A
Application number: JP2016040322A
Authority: JP
Inventors: 泰幸金野; Yasuyuki Konno; 隆幸高杉; Takayuki Takasugi; 拓人山口; Takuto Yamaguchi; 秀樹萩野; Hideki Hagino
Original assignee: Tech Research Institute Of Osaka Prefecture; Osaka University NUC; Osaka Prefecture University; Technology Research Institute of Osaka Prefecture
Current assignee: Tech Research Institute Of Osaka Prefecture; Osaka University NUC; Osaka Prefecture University; Technology Research Institute of Osaka Prefecture
Priority date: 2016-03-02
Filing date: 2016-03-02
Publication date: 2017-09-07
Anticipated expiration: 2036-03-02
Also published as: JP6735497B2

Abstract

【課題】本発明は、低コストで製造することができ、優れた高温硬さ特性を有するＮｉ基金属間化合物合金を提供する。【解決手段】本発明の金属間化合物合金は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、９．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合計１００％の合金組成を有する金属間化合物合金であって、前記金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、第２相のＮｂ濃度は、前記母相のＮｂ濃度よりも高いことを特徴とする。【選択図】図１２

Description

本発明は、金属間化合物合金、金属部材及びクラッド層の製造方法に関する。

自動車分野をはじめ、エネルギー、製鋼、航空宇宙分野など多岐に渡る分野において高温特性に優れた材料が求められている。
優れた高温硬さを有する材料として、２重複相組織を有するＮｉ₃Ａｌ基金属間化合物合金の鋳造材が知られている（例えば、特許文献１参照）。しかし、耐熱部材をＮｉ基合金の鋳造材により形成すると、部材全体の主成分をＮｉとする必要があるため、部材をＦｅ系合金で形成する場合に比べて製造コストが高くなるという問題がある。そこで、高温になると硬さが低下するＦｅ系合金からなる基材上に高い硬さ及び高温耐摩耗性を有するＮｉ基合金のコーティング膜を形成することにより、製造コストを低減して耐熱部材を製造することが可能である。
Ｎｉ基合金のコーティング膜を形成する方法として、Ｎｉ₃Ａｌ基金属間化合物合金を溶射しコーティングする方法が知られている（例えば、特許文献２参照）。また、プローブ本体を２重複相組織を有するＮｉ基合金でコーティングした摩擦攪拌接合用ツールが知られている（特許文献３、４参照）。

特許第５１４６９３５号特開２０１５−６３７５２号公報特開２０１４−１０５３７９号公報特開２０１４−１０５３８１号公報

基材上に溶射によりＮｉ基合金の溶射皮膜を形成すると膜表面から基材まで貫通した空隙が存在して、基材が腐食する恐れがあり、耐熱部材の耐熱特性や寿命特性が低くなる。また、溶射皮膜はアンカー効果によって物理的に基材と接合されているものの、基材と溶射皮膜との密着強度が十分高いとは言えず、厳しい条件で使用されると溶射皮膜が基材から剥離しやすいという問題もある。さらに、溶射では薄い皮膜（通常３００μｍ程度）を形成するには適しているが、上記の通り、溶射皮膜は密着強度が高くないため、厚い皮膜を形成すると剥離を生じやすく、厚膜の形成が難しいという問題がある。
被覆アーク溶接により基材上にＮｉ基合金のコーティング膜を形成する場合、基材の成分がコーティング膜に混入するため、コーティング膜の高温硬さ特性が低下するという問題がある。
また、上記特許文献３、４に記載された技術においては、基材上に形成するコーティング層の材料として、Ｔａを含むＮｉ基金属間化合物合金が用いられているが、このようなコーティング層を形成する上で、その製造（素材）コストをできるだけ低く抑えることが望まれる。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、低コストで製造することができ、優れた硬さ特性を有するＮｉ基金属間化合物合金を提供する。

本発明は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合計１００％の合金組成を有する金属間化合物合金であって、前記金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、第２相のＮｂ濃度は、前記母相のＮｂ濃度よりも高いことを特徴とする金属間化合物合金を提供する。

本発明の金属間化合物合金は高い硬さを有する。このことは、発明者等が行った実験により実証された。また、本発明の金属間化合物合金は優れた高温硬さ特性を有する。
本発明の金属間化合物合金は熱処理を行わなくても高い硬さを有するため、熱処理を省略することができ、低コストで金属間化合物合金を製造することができる。また、本発明の金属間化合物合金は、大型の基材上にもクラッド層として形成することが可能である。
本発明の金属間化合物合金は、比較的安価な元素からなる合金組成を有するため、製造コストを低減することができる。

本発明の一実施形態の金属部材の概略断面図である。本発明の一実施形態のクラッド層の製造方法の説明図である。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（レーザ出力１．２ｋＷ）。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（レーザ出力１．６ｋＷ）。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（レーザ出力２．０ｋＷ）。試料Ｎｏ．９の断面の写真である。試料Ｎｏ．１４の断面の写真である。（ａ）〜（ｆ）は、ＥＰＭＡライン分析の結果を示すグラフである。（ａ）〜（ｆ）は、ＥＰＭＡライン分析の結果を示すグラフである。試料Ｎｏ．９のクラッド層の断面のＳＥＭ写真である。試料Ｎｏ．９のクラッド層の断面のＥＰＭＡ元素マップである。（ａ）は試料Ｎｏ．９のクラッド層の断面の二次電子像であり、（ｂ）は（ａ）に示したポイント１、２における定量分析の結果を示す表である。熱処理を施した試料Ｎｏ．９のクラッド層の断面のＳＥＭ写真である。（ａ）はＮｏ．１６の試料のクラッド層の断面のＳＥＭ写真であり、（ｂ）は（ａ）に示したポイント１〜５における定量分析の結果を示す表である。（ａ）はＮｏ．２１の試料のクラッド層の断面のＳＥＭ写真であり、（ｂ）は（ａ）に示したポイント１〜６における定量分析の結果を示す表である。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（Ｓ５０Ｃ基板）。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（ＳＫＤ６１基板）。ビッカース硬さ試験の結果を示すグラフである（レーザ熱処理）。折り曲げ試験を行った試料Ｎｏ．２１の写真である。試料Ｎｏ．２７の写真である。

本発明の金属間化合物合金は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合計１００％の合金組成を有する金属間化合物合金であって、前記金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、第２相のＮｂ濃度は、前記母相のＮｂ濃度よりも高いことを特徴とする。
本発明の金属間化合物合金は、母相のＮｂ濃度が０．１ａｔ％以上３ａｔ％以下であり、第２相のＮｂ濃度が３ａｔ％以上９ａｔ％以下である微細組織を有することが好ましい。このため、本発明の金属間化合物合金は高い硬さを有する。このことは、発明者等が行った実験により実証された。

本発明は、基材と、基材を被覆するクラッド層とを備え、前記クラッド層が本発明の金属間化合物合金で形成された領域を有する金属部材も提供する。
本発明の金属部材では、熱シールドとなり高い高温硬さ及び高温耐摩耗性を有する金属間化合物合金のクラッド層が基材を被覆するため、本発明の金属部材は高い高温硬さ及び高温耐摩耗性を有することができる。また、基材にＦｅ系合金や鋼など用いることができ、比較的安価な金属部材を提供することができる。また、クラッド層を設けることにより、金属部材を補修することや再生することが可能になる。
本発明の金属部材に含まれる基材又はクラッド層は希釈領域を有することが好ましく、希釈領域は前記金属間化合物合金の成分と基材の成分とを含む領域であることが好ましい。
この希釈領域を介して基材とクラッド層とが強固に接合することができ、クラッド層が基材から剥離することを抑制することができる。
本発明の金属部材に含まれる希釈領域は、基材とクラッド層との界面に形成されることが好ましく、クラッド層側から基材側に近づくほど基材の成分の濃度が高くなり基材側からクラッド層側に近づくほど前記金属間化合物合金の成分の濃度が高くなる領域であることが好ましい。
このことにより、基材とクラッド層とが強固に接合し、金属部材が耐剥離性を有することができる。

本発明は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材に噴射しながら前記基材にレーザ光を照射することによりクラッド層を形成する工程を含み、前記粉末は、前記レーザ光を受光することにより溶融（全体が溶融または部分的に溶融）し前記基材上に堆積するクラッド層の製造方法も提供する。
この製造方法により、本発明の金属間化合物合金で形成された領域を有するクラッド層を基材上に形成することができ、基材を耐熱特性に優れたクラッド層で被覆することができる。また、本発明のクラッド層の製造方法により、本発明の金属部材を製造することができる。
本発明の製造方法に含まれるクラッド層を形成する工程は、前記金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材に噴射しながら基材にレーザ光を照射することを複数回重ねて行う工程であることが好ましい。
この製造方法により、金属間化合物粉末を重ねて堆積させることができ、基材上に厚いクラッド層を形成することができる。このため、長期間の摩耗による減肉に耐えるクラッド層を形成することができる。また、高温耐摩耗性に優れた金属部材を製造することができる。また、基材の成分がクラッド層に混入することを抑制することができる。
本発明のクラッド層の製造方法は、クラッド層にレーザ光を照射することによりクラッド層を熱処理する工程をさらに含むことが好ましい。
このことにより、基材内部に余分な熱を与えないでクラッド層を熱処理することができる。従って、クラッド層の熱処理により基材の硬さを低下させることを抑制することができる。また、クラッド層を均質化熱処理することができる。

以下、図面を用いて本発明の一実施形態を説明する。図面や以下の記述中で示す構成は、例示であって、本発明の範囲は、図面や以下の記述中で示すものに限定されない。

図１は本実施形態の金属部材の概略断面図であり、図２は本実施形態の金属部材を製造する方法の説明図である。
本実施形態の金属間化合物合金は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合計１００％の合金組成を有する金属間化合物合金であって、前記金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、第２相のＮｂ濃度は、前記母相のＮｂ濃度よりも高いことを特徴とする。
本実施形態の金属部材１０は、基材１と、基材１を被覆するクラッド層３とを備え、クラッド層３は、本実施形態の金属間化合物合金で形成された領域を有することを特徴とする。

本実施形態のクラッド層の製造方法は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材に噴射しながら前記基材にレーザ光を照射することによりクラッド層を形成する工程を含み、前記粉末は、前記レーザ光を受光することにより溶融し前記基材上に堆積することを特徴とする。

本実施形態の金属間化合物合金、又は本実施形態のクラッド層の製造方法に用いる金属間化合物粉末は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合金組成を有する。
前記合金組成のＮｉ含有量は、７１ａｔ％以上７７ａｔ％以下であってもよく、７３ａｔ％以上７６ａｔ％以下であってもよい。また、Ｎｉ含有量は、７０、７０．５、７１、７１．５、７２、７２．５、７３、７３．５、７４、７４．５、７５、７５．５、７６、７６．５、７７、７７．５、７８ａｔ％のいずれか２つの数値の間の範囲であってもよい。
前記合金組成のＡｌ含有量は、７ａｔ％以上１１ａｔ％以下であってもよい。また、Ａｌ含有量は、５、５．５、６、６．５、７、７．５、８、８．５、９、９．５、１０、１０．５、１１、１１．５、１２、１２．５、１３ａｔ％のいずれか２つの数値の間の範囲であってもよい。

前記合金組成のＶ含有量は、１１ａｔ％以上１５ａｔ％以下であってもよい。また、Ｖ含有量は、６．５、７．０、７．５、８．０、８．５、９．０、９．５、１０、１０．５、１１、１１．５、１２、１２．５、１３、１３．５、１４、１４．５、１５、１５．５、１６、１６．５、１７、１７．５ａｔ％のいずれか２つの数値の間の範囲であってもよい。
前記合金組成のＮｂ含有量は、１．５ａｔ％以上４．５ａｔ％以下であってもよい。また、Ｎｂ含有量は、１、１．５、２、２．５、３、３．５、４、４．５、５ａｔ％のいずれか２つの数値の間の範囲であってもよい。

前記合金組成のＢ（ホウ素）含有量は、２０重量ｐｐｍ以上５００重量ｐｐｍ以下であってもよい。Ｂ含有量は、１０、２０、３０、４０、５０、７０、１００、２００、３００、４００、５００、６００、７００、８００、９００、１０００重量ｐｐｍのいずれか２つの数値の間の範囲であってもよい。
不可避不純物は、本実施形態の金属間化合物合金に不可避的に含まれる不純物であり、金属間化合物合金の製造に用いる材料に不可避的に含まれる不純物や製造中に金属間化合物合金に不可避的に混入する不純物を含む。また、本実施形態の金属間化合物がレーザメタルデポジション（以下、ＬＭＤという）により製造する場合、不可避不純物は不可避的にクラッド層に混入する基材の成分も含む。

本実施形態の金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、第２相のＮｂ濃度は、母相のＮｂ濃度よりも高い。このことにより、金属間化合物合金は高い硬さを有することができる。
このような微細構造を有する金属間化合物合金は、ＬＭＤにより金属間化合物合金のクラッド層を形成することにより製造することができる。また、本実施形態の金属間化合物合金は、実質的に母相と第２相とからなる微細組織を有することができる。
前記微細組織において、母相のＮｂ濃度は０．１ａｔ％以上３ａｔ％以下であり、第２相のＮｂ濃度は３ａｔ％以上９ａｔ％以下であってもよい。金属間化合物合金がこのような微細組織を有することにより、金属間化合物合金が高い硬さを有することができる。また、第２相のＮｂ濃度と母相のＮｂ濃度の差は、３ａｔ％以上５ａｔ％以下であってもよい。また、第２相のＮｂ濃度は４ａｔ％以上７ａｔ％以下であってもよい。
前記微細組織において、母相のＮｉ濃度は、第２相のＮｉ濃度よりも高くてもよい。また、母相のＮｉ濃度と第２相のＮｉ濃度との差は２．５ａｔ％以上であってもよい。

本実施形態の金属部材１０に含まれるクラッド層３が前記金属間化合物合金で形成された領域を有することができる。このため、クラッド層３が高い高温硬さ及び高温耐摩耗性を有することができ、金属部材１０は高い高温硬さ及び高温耐摩耗性を有することができる。また、クラッド層３が高温での摩耗を抑制するため、基材１にＦｅ系合金や鋼など用いることが可能となり、比較的安価な金属部材を提供することができる。また、クラッド層３を設けることにより、金属部材を補修することや再生することが可能になる。
クラッド層３は、基材１の成分が実質的に混入していない堆積領域６を有することができる。また、この堆積領域６が前記金属間化合物合金で形成されてもよい。
本実施形態の金属部材１０に含まれるクラッド層３又は基材１は、前記金属間化合物合金の成分と基材１の成分とを含む希釈領域４を有することができる。この希釈領域４により、基材１とクラッド層３とを強固に接合させることができ、クラッド層３が基材１から剥離することを抑制することができる。
希釈領域４は、基材１とクラッド層３との界面に形成され、クラッド層３側から基材１側に近づくほど基材１の成分の濃度が高くなり基材１側からクラッド層３側に近づくほど前記金属間化合物合金の成分の濃度が高くなる領域であってもよい。このことにより、基材１とクラッド層３とが強固に接合し、金属部材１０が耐剥離性を有することができる。
クラッド層３の厚さは、例えば、０．８ｍｍ以上５ｍｍ以下とすることができ、また、１ｍｍ以上４ｍｍ以下とすることもできる。
クラッド層３は、緻密層であってもよい。また、クラッド層３は気泡を取り込んだ緻密層であってもよい。

本実施形態の金属部材１０に含まれる基材１は、クラッド層３によりコーティングする対象となる基材であり、例えばＦｅ系合金、鋼などで形成された部材である。Ｆｅ系合金、鋼などは、高温になると強度・硬さが極端に低下する。しかし、このような基材１上にクラッド層３を形成することにより、クラッド層３が高温での摩耗から基材１を保護し、金属部材１０の高温における耐摩耗性、強度、耐食性、耐酸化性を向上させることができる。

本実施形態のクラッド層３は、金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材１に噴射しながら基材１にレーザ光を照射することによりクラッド層３を形成する工程を含み、前記粉末は、前記レーザ光を受光することにより溶融し基材１上に堆積するＬＭＤにより製造することができる。
この製造方法に用いる金属間化合物粉末は、７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる。このような粉末は、例えば、アトマイズ法により製造することができる。また、金属間化合物粉末の粒径は、１２５μｍ以下であってもよい。

クラッド層３は、例えば、図２のように、一定スピードで移動する噴射ノズル７の中心部から基材１に向けてレーザ光を照射し、このレーザ光が照射されているポイントに向けて金属間化合物粉末をキャリアガスと共に噴射することにより形成することができる。噴射した粉末は、レーザ光を受光することにより溶融し基材１上に堆積し、基材１上に溶融プール５が形成される。噴射ノズル７の移動によりこの溶融プール５が急冷され、クラッド層３が形成される。キャリアガスは、例えばアルゴン（Ａｒ）ガスとすることができる。また、キャリアガスは、シールドガスとして機能することができる。このことにより、クラッド層３を形成する際の大気による酸化を抑制することができる。

クラッド層３を形成する際、レーザ出力を１ｋＷ以上１．６ｋＷ以下とし、粉末供給速度を５ｇ／ｍｉｎ以上２５ｇ／ｍｉｎ以下とすることができる。また、レーザ出力を１．６ｋＷとしたとき、粉末供給速度を２０ｇ／ｍｉｎ以上２５ｇ／ｍｉｎ以下とすることができる。レーザ出力を１．２ｋＷとしたとき、粉末供給速度を１５ｇ／ｍｉｎ以上１９ｇ／ｍｉｎ以下とすることができる。また、レーザ出力を１．０ｋＷとしたとき、粉末供給速度を６ｇ／ｍｉｎ以上１２ｇ／ｍｉｎ以下とすることができる。このことにより、クラッド層３に基板成分が実質的に混入していない堆積領域６を形成することができる。
また、クラッド層３を形成する際、レーザ出力及び粉末供給速度は、クラッド層３に基板成分が実質的に混入していない堆積領域６が形成されるように調整することができる。

クラッド層３は、金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材１に噴射しながら基材１にレーザ光を照射することを複数回重ねて行うことにより形成されてもよい。例えば、上述のような方法により基材１上にクラッド層３を形成した後、このクラッド層３上にさらにもう一層上述の方法によりクラッド層３を重ねて形成することができる。このことにより、重ねて形成したクラッド層３が一体化し厚いクラッド層３を形成することができる。

上述の方法により形成したクラッド層３にレーザ光を照射することによりクラッド層３を熱処理してもよい。このことにより、基材１の内部に余分な熱を与えないで金属部材１０の表層だけを熱処理することができ、クラッド層３の合金組成の不均一性を解消することができる。なお、レーザ光により熱処理する際は、金属間化合物合金粉末は噴射しない。

実験
図２に示したようなＬＭＤにより基板上にクラッド層を形成し表２に示した複数の試料を作製した。なお、クラッド層は、長さ：約６０ｍｍ、幅：約５ｍｍ、高さ：約１〜２．５ｍｍのサイズで作製した。
合金粉末には、表１に示したような合金組成を有する金属間化合物合金粉末を用いた。なお、この合金粉末は、アトマイズ法により製造した粉末を１２５μｍ以下の粒径に分級したものである。また、キャリアガスにはアルゴン（Ａｒ）ガスを用い、約５Ｌ／ｍｉｎで噴射ノズルから噴射させた。また、噴射ノズルの移動速度（溶接速度）は、５ｍｍ／ｓとした。

基板には、ＳＵＳ３０４（１８−２０ｍａｓｓ％Ｃｒ、８−１０．５ｍａｓｓ％Ｎｉ、残Ｆｅ）、炭素鋼Ｓ５０Ｃ（０．４７−０．５３ｍａｓｓ％Ｃ、０．１５−０．３５ｍａｓｓ％Ｓｉ、０．６−０．９ｍａｓｓ％Ｍｎ、残Ｆｅ）又はＳＫＤ６１（０．３５−０．４２ｍａｓｓ％Ｃ、０．８−１．２ｍａｓｓ％Ｓｉ、０．２５−０．５ｍａｓｓ％Ｍｎ、４．８−５．５ｍａｓｓ％Ｃｒ、１−１．５ｍａｓｓ％Ｍｏ、０．８−１．１５ｍａｓｓ％Ｖ、残Ｆｅ）を用いた。
レーザ出力は１．０〜２．０ｋＷとし、粉末供給速度は６．９６〜２０．９ｇ／ｍｉｎとした。
層数は、単層、２層又は６層とし、２層及び６層の試料は、同じ条件で２回又は６回肉盛して製造した。また、試料Ｎｏ．２６は、ＬＭＤによりクラッド層を形成した後、クラッド層の一部にレーザを照射することにより熱処理を行った。レーザ熱処理条件は、レーザ出力を６００Ｗとし、ノズル速度を２ｍｍ／ｓとした。

Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１７の試料のクラッド層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、クラッド層の断面が現れるように試料を放電加工により切断しバフ研磨又は電解研磨した後、クラッド層の断面に圧子を押し付けることにより測定した。測定結果を図３〜図５に示す。なお、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７の試料では、測定位置により硬さにバラツキがあったため図には示していない。また、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２０の試料では、放電加工の際にクラッド層が基板から剥離した。

レーザ出力を１．２ｋＷとした試料では、粉末供給速度が小さいと硬さは２００ＨＶ程度であったが、粉末供給速度が大きいＮｏ．９の試料では４９０ＨＶを超える硬さが測定された。レーザ出力を１．６ｋＷとした試料では、粉末供給速度が小さいと硬さは２００ＨＶ程度であったが、粉末供給速度が大きいＮｏ．４の試料では４００ＨＶを超える硬さが測定された。レーザ出力を２．０ｋＷとした試料では、硬さが２００ＨＶ程度であり、粉末供給速度が大きいＮｏ．１５の試料でも硬さが３００ＨＶ程度であった。
従って、粉末供給速度が大きいほどクラッド層は硬くなる傾向があることがわかった。しかし、粉末供給速度が大きすぎると、クラッド層が基板から剥離しやすくなることがわかった。

クラッド層の硬さが約４９０ＨＶであったＮｏ．９の試料の断面の光学顕微鏡写真を図６に示し、クラッド層の硬さが約２３０ＨＶであったＮｏ．１４の試料の断面の光学顕微鏡写真を図７に示す。Ｎｏ．９の試料では、基板とクラッド層との界面が残っているのに対し、Ｎｏ．１４の試料では、基板とクラッド層との界面がほとんど残っていないことがわかった。

電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いてＮｏ．９、Ｎｏ．１４の試料の断面のライン分析を行った。ライン分析は、図１に示した一点鎖線Ａ−Ａのようにクラッド層の表面付近から基板に至るライン上で行った。Ｎｏ．９の試料の分析結果を図８に示し、Ｎｏ．１４の試料の分析結果を図９に示す。
Ｎｏ．９の試料では、クラッド層に基板成分であるＦｅ、Ｃｒが実質的に含まれていない堆積領域６が形成されていることがわかった。
また、Ｎｏ．９の試料では、基板材料が堆積材料で希釈された希釈領域が堆積領域と基板との界面に形成されていることがわかった。希釈領域の厚さは約０．２ｍｍであった。この希釈領域では、基板側に近づくほど堆積成分であるＮｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ濃度が減少し、クラッド層側に近づくほど基板成分であるＦｅ、Ｃｒ濃度が減少することがわかった。このような希釈領域が形成されることにより、基板とクラッド層との密着性は向上すると考えられる。また、Ｎｏ．９の試料のクラッド層では、Ｎｂが不均一に存在することがわかった。

Ｎｏ．１４の試料では、クラッド層に基板成分であるＦｅ、Ｃｒが含まれることがわかった。Ｎｏ．１４の試料では、図２に示したようなＬＭＤによりクラッド層を製造する際に、レーザ光により基板の一部が溶融し溶融プール５において堆積成分と基板成分とが混合しクラッド層が形成されたと考えられる。従って、Ｎｏ．１４の試料では、この基板成分の混入によりクラッド層の硬さが低下したと考えられる。

Ｎｏ．９の試料のクラッド層の断面（堆積領域）のＳＥＭ観察を行った。また、Ｎｏ．９の試料のクラッド層の断面（堆積領域）のＥＰＭＡによる元素マッピング及び定量分析を行った。
図１０はクラッド層の断面のＳＥＭ像であり、図１１はクラッド層の断面の元素マップであり、図１２（ａ）はクラッド層の断面の二次電子像であり、図１２（ｂ）は（ａ）に示したポイント１（第２相）、ポイント２（母相）における定量分析の結果を示す表である。
図１０〜１２からクラッド層は、母相中に第２相が分散した微細組織を有することがわかった。また、図１１のＮｂ元素マップ及び図１２（ｂ）の定量分析結果から第２相のＮｂ濃度は、母相のＮｂ濃度の３．５倍以上であることがわかった。また、第２相のＮｉ濃度は、母相のＮｉ濃度に比べ低いことがわかった。また、この微細組織には、基板成分であるＦｅ及びＣｒが実質的に含まれておらず、Ｎｂ、Ｎｉに濃度分布があるが、ＬＭＤに用いた金属間化合物合金の合金組成に近い合金組成を有することがわかった。なお、このクラッド層に含まれるＦｅ、Ｃｒは不可避不純物である。
Ｎｏ．９の試料のクラッド層は、このような微細組織を有するため大きい硬さを有すると考えられる。また、ＬＭＤではレーザ光照射により形成された溶融プールが急冷されてクラッド層が形成されるため、クラッド層はこのような微細組織を有すると考えられる。

Ｎｏ．９の試料を１２８０℃で５時間熱処理し、試料を炉冷した。この熱処理後の試料のクラッド層の断面のＳＥＭ観察を行った。また、熱処理後の試料のクラッド層についてビッカース硬さ試験を行った。図１３はクラッド層のＳＥＭ写真である。また、クラッド層のビッカース硬さは４９２ＨＶであった。
図１３の写真のように、熱処理後の試料のクラッド層は二重複相組織（初析Ｌ１₂相と、Ｌ１₂相及びＤ０₂₂相の共析組織とからなる微細組織）を有することがわかった。
従って、母相中に第２相が分散した微細組織を有する熱処理前のクラッド層の硬さは、２重複相組織を有する熱処理後のクラッド層の硬さと同等であることがわかった。

ビッカース硬さ試験において測定位置により硬さにバラツキがあったＮｏ．１６の試料のクラッド層の断面についてエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）で点分析を行った。また、Ｎｏ．１６と同じＬＭＤ条件で２回肉盛をしてクラッド層を形成したＮｏ．２１の試料についてもＥＤＳ点分析を行った。
図１４（ａ）はＮｏ．１６の試料のクラッド層の断面のＳＥＭ写真であり、図１４（ｂ）は図１４（ａ）に示したポイント１〜５における定量分析の結果を示す表である。図１５（ａ）はＮｏ．２１の試料のクラッド層の断面のＳＥＭ写真であり、図１５（ｂ）は図１５（ａ）に示したポイント１〜６における定量分析の結果を示す表である。

図１４（ａ）、図１５（ａ）のＳＥＭ写真から、クラッド層は上部に薄いグレーの領域が観察され、下部に濃いグレーの領域が観察された。また、Ｎｏ．１６の試料では薄いグレーの領域が狭いのに対し、Ｎｏ．２１の試料では薄いグレーの領域が広いことがわかった。また、図１５（ａ）のＳＥＭ写真から、１回目に肉盛した領域と２回目に肉盛した領域との界面はほとんど残っていないため、クラッド層を複数回の肉盛により形成できることがわかった。
図１４のポイント２〜５、図１５のポイント６の濃いグレーの領域では基板成分であるＦｅ、Ｃｒが多く含まれるため堆積成分と基板成分とが混合した領域であると考えられる。図１４のポイント１、図１５のポイント１〜５の薄いグレーの領域では基板成分であるＦｅ、Ｃｒがほとんど含まれておらず、この領域は、ＬＭＤで用いた金属間化合物合金粉末の合金組成に近い合金組成を有することがわかった。従って、薄いグレーの領域は、Ｎｏ．９の試料のクラッド層と同じように高い硬さを有する堆積領域と考えられ、濃いグレーの領域は、Ｎｏ．１４の試料のクラッド層と同じように比較的低い硬さを有する希釈領域と考えられる。

炭素鋼Ｓ５０Ｃの基板を用いたＮｏ．２２〜Ｎｏ．２４の試料の断面についてビッカース硬さ試験を行った。この試験は、クラッド層の表面から直線的に並んだ０．１ｍｍ間隔のポイントで行った。試験結果を図１６に示す。なお、表面からの距離が１〜２ｍｍの硬さが８００−９００ＨＶである領域は、炭素鋼基板の表面がＬＭＤのレーザ光により焼入れされ硬化した層であると考えられる。なお、この領域は炭素鋼であるため高温になると硬さは低下すると考えられる。
粉末供給速度を１３．９ｇ／ｍｉｎとしたＮｏ．２４の試料では、表面から０．８ｍｍの領域（クラッド層）は４５０ＨＶを超える硬さを有することがわかった。この領域は、基板成分が実質的に混入していない堆積領域となっていると考えられる。
また、Ｎｏ．２２の試料では、表面から０．６ｍｍの領域（クラッド層）の硬さにはバラツキがあることがわかった。また、Ｎｏ．２３の試料でも、表面から０．７ｍｍの領域（クラッド層）の硬さにはバラツキがあることがわかった。従って、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３の試料のクラッド層では、基板成分が実質的に混入していない堆積領域と希釈領域とが混在していると考えられる。

ＳＫＤ６１の基板を用いたＮｏ．２５の試料の断面についてビッカース硬さ試験を行った。この試験は、クラッド層の表面から直線的に並んだ０．１ｍｍ間隔のポイントで行った。試験結果を図１７に示す。なお、表面からの距離が１．５〜２．７ｍｍの硬さが７００−８５０ＨＶであるの領域は、ＳＫＤ６１基板の表面がＬＭＤのレーザ光により焼入れされ硬化した層であると考えられる。なお、この領域は高温になると硬さは低下すると考えられる。また、熱の影響を受けていないＳＫＤ６１基板の硬さは約５５０ＨＶ〜６００ＨＶである。
Ｎｏ．２５の試料ではクラッド層の硬さにバラツキがあることがわかった。従って、Ｎｏ．２５の試料のクラッド層では、基板成分が実質的に混入していない堆積領域と希釈領域とが混在していると考えられる。

Ｎｏ．２６の試料のクラッド層のレーザ熱処理をした部分の断面とレーザ熱処理をしていない部分の断面についてビッカース硬さ試験を行った。この試験は、クラッド層の表面から直線的に並んだ０．１ｍｍ間隔のポイントで行った。試験結果を図１８に示す。クラッド層のレーザ熱処理をしていない部分では、硬さにバラツキがあることがわかった。従って、クラッド層のレーザ熱処理をしていない部分では、基板成分が実質的に混入していない堆積領域と希釈領域とが混在していると考えられる。また、クラッド層のレーザ熱処理をした部分では硬さのバラツキが小さくなった。これは、レーザ熱処理により堆積領域と希釈領域とが混ざり合ったためと考えられる。従って、レーザ熱処理によりクラッド層の合金組成の不均一性が解消できることがわかった。

Ｎｏ．２１の試料について折り曲げ試験を行った。図１９は、折り曲げ試験を行った試料の写真である。折り曲げ試験ではクラッド層は基板から剥離することはなかった。従って、基板とクラッド層との密着性は良好であることがわかった。
図２０は、Ｎｏ．１６と同じＬＭＤ条件にて６回肉盛を行ったＮｏ．２７の試料の写真である。この試料では、厚さが約５ｍｍのクラッド層を形成することができた。

１：基材３：クラッド層４：希釈領域５：溶融プール６：堆積領域７：噴射ノズル８：光学レンズ１０：金属部材１２：レーザメタルデポジション装置

Claims

７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる合計１００％の合金組成を有する金属間化合物合金であって、
前記金属間化合物合金は、母相中に第２相が分散した微細組織を有し、
第２相のＮｂ濃度は、前記母相のＮｂ濃度よりも高いことを特徴とする金属間化合物合金。
母相のＮｂ濃度は、０．１ａｔ％以上３ａｔ％以下であり、
第２相のＮｂ濃度は、３ａｔ％以上９ａｔ％以下である請求項１に記載の金属間化合物合金。
基材と、基材を被覆するクラッド層とを備え、
前記クラッド層は、請求項１又は２に記載の金属間化合物合金で形成された領域を有する金属部材。
前記基材又は前記クラッド層は、希釈領域を有し、
前記希釈領域は、前記金属間化合物合金の成分と前記基材の成分とを含む領域である請求項３に記載の金属部材。
前記希釈領域は、前記基材と前記クラッド層との界面に形成され、前記クラッド層側から前記基材側に近づくほど前記基材の成分の濃度が高くなり前記基材側から前記クラッド層側に近づくほど前記金属間化合物合金の成分の濃度が高くなる領域である請求項３又は４に記載の金属部材。
７０ａｔ％以上７８ａｔ％以下のＮｉと、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下のＡｌと、６．５ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下のＶと、１ａｔ％以上５ａｔ％以下のＮｂと、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの合計重量に対して１０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）と、不可避不純物とからなる金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材に噴射しながら前記基材にレーザ光を照射することによりクラッド層を形成する工程を含み、
前記粉末は、前記レーザ光を受光することにより少なくとも一部が溶融し前記基材上に堆積することを特徴とするクラッド層の製造方法。
前記クラッド層を形成する工程は、前記金属間化合物粉末をキャリアガスと共に基材に噴射しながら前記基材にレーザ光を照射することを複数回重ねて行う工程である請求項６に記載の製造方法。
前記クラッド層にレーザ光を照射することにより前記クラッド層を熱処理する工程をさらに含む請求項６又は７に記載の製造方法。