(57)【要約】【課題】表面の硬さが高められたＮｉ基２重複相金属間化合物合金を提供する。【解決手段】  本発明の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：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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を母材とし，前記母材が窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されていることを特徴とする。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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を母材とし，前記母材が窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されていることを特徴とするＮｉ基２重複相金属間化合物合金。
【請求項２】
表面から荷重５０ｇで測定したビッカース硬さが６００〜１４００である請求項１に記載の金属間化合物合金。
【請求項３】
表面からの深さが２０μｍの位置において荷重１０ｇで測定したビッカース硬さが６００〜１４００である請求項１又は２に記載の金属間化合物合金。
【請求項４】
前記窒化処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理であり，前記浸炭処理は，４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理である請求項１〜３の何れか１つに記載の金属間化合物合金。
【請求項５】
Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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母材に対して表面処理を行う工程を備え，
前記表面処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理と４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理の少なくとも一方からなることを特徴とするＮｉ基２重複相金属間化合物合金の表面処理方法。
【請求項６】
前記プラズマ窒化処理は，５５０〜７００℃で行われ，前記プラズマ浸炭処理は，７００〜８００℃で行われる請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記表面処理は，前記プラズマ浸炭処理と，その後の前記プラズマ窒化処理とからなる請求項５又は６に記載の方法。
【請求項８】
前記表面処理は，前記プラズマ窒化処理と，その後の前記プラズマ浸炭処理とからなる請求項５又は６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の表面処理方法，および，表面処理したＮｉ基２重複相金属間化合物合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
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として，特許文献１及び２に記載のものが知られている。特許文献１及び２には，それぞれ，Ｎｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｔｉ−Ｎｉ3Ｖ系及びＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ系のＮｉ基２重複相金属間化合物合金が記載されている。
【０００３】
Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金は，高温での機械的特性が極めて優れているので，ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料としての応用が期待されている。
【特許文献１】国際公開第２００６／１０１２１２号パンフレット
【特許文献２】国際公開第２００７／０８６１８５号パンフレット
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記のようなＮｉ基２重複相金属間化合物合金は，そのままでも優れた特性を有しているが，摺動部品など耐摩耗性を必要とする用途（例：機械要素部品）に用いる場合には，その表面を硬化させて耐摩耗性を向上させることが望まれる。
【０００５】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり，表面の硬さが高められたＮｉ基２重複相金属間化合物合金を提供するものである。
【課題を解決するための手段及び発明の効果】
【０００６】
本発明の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：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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を母材とし，前記母材が窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されていることを特徴とする。
【０００７】
本発明者らは，鋭意研究を行った結果，上記組成のＮｉ基２重複相金属間化合物合金（以下，単に「金属間化合物合金」とも呼ぶ。）からなる母材に対して上記の表面処理を行うことによって表面の硬さが大きく向上することを見出し，本発明の完成に到った。
【０００８】
本発明によって，表面の硬さが大きくなる原理は，炭素原子又は窒素原子が金属間化合物合金母材中の何れかの元素と化合物を形成してこの化合物が母材中に分散すること（分散強化）によるか，又は炭素原子又は窒素原子が母材中に固溶すること（固溶強化）によると推測される。
【０００９】
なお，Ｎｉ基合金について窒化処理を行うことによって表面硬化を行った例として，特許３２７８２０１号公報が挙げられるが，この記載の合金はＣｒもしくはＭｏを５％（重量比）以上含んでおり，表面硬化が起こるのはＣｒやＭｏが窒化物を形成することによると説明されている。本発明では，Ｍｏは成分中に全く含まれず，Ｃｒも５％（重量比）以下であり，さらにＣｒを全く含んでいない場合であっても表面硬化が起こるのでこの文献に記載されている説明は，本発明の金属間化合物合金において表面硬化が起こることの説明にはならない。
以下，種々の実施形態等を例示する。
【００１０】
表面から荷重５０ｇで測定したビッカース硬さが６００〜１４００であってもよい。本発明によれば，窒化又は浸炭処理により，このようなビッカース硬さの金属間化合物合金を得ることができる。
表面からの深さが２０μｍの位置において荷重１０ｇで測定したビッカース硬さが６００〜１４００であってもよい。本発明によれば，浸炭処理により，このようなビッカース硬さの金属間化合物合金を得ることができる。
前記窒化処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理であり，前記浸炭処理は，４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理であってもよい。このような条件での窒化又は浸炭処理を行えば，表面の硬さ向上の効果が大きい。
前記プラズマ窒化処理は，５５０〜７００℃で行われ，前記プラズマ浸炭処理は，７００〜８００℃で行われてもよい。このような条件での窒化又は浸炭処理を行えば，表面の硬さ向上の効果が特に大きい。
前記表面処理は，前記プラズマ浸炭処理と，その後の前記プラズマ窒化処理とからなってもよい。この場合，最表面の硬さを向上させ且つ深さ方向の硬さ分布をなだらかにすることができる。
前記表面処理は，前記プラズマ窒化処理と，その後の前記プラズマ浸炭処理とからなってもよい。この場合，深さ方向の硬さ分布を非常になだらかにすることができる。
【００１１】
また，Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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母材に対して表面処理を行う工程を備え，前記表面処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理と４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理の少なくとも一方からなることを特徴とするＮｉ基２重複相金属間化合物合金の表面処理方法も提供する。
前記プラズマ窒化処理は，５５０〜７００℃で行われ，前記プラズマ浸炭処理は，７００〜８００℃で行われてもよい。
前記表面処理は，前記プラズマ浸炭処理と，その後の前記プラズマ窒化処理とからなってもよい。
前記表面処理は，前記プラズマ窒化処理と，その後の前記プラズマ浸炭処理とからなってもよい。
ここで示して種々の実施形態等は，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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下，本発明の一実施形態を図面を用いて説明する。図面や以下の記述中で示す内容は，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。
【００１３】
１．Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金
本発明の一実施形態の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：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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を母材とし，前記母材が窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されていることを特徴とする。
以下，各構成要素について詳述する。
【００１４】
１−１．Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の母材
本実施形態のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の母材は，Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有している。
【００１５】
（１）組成
この母材は，実質的にＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂのみからなってもよく，これ以外の不純物元素を含んでいてもよい。
【００１６】
Ｎｉの含有量は，例えば，６９〜７８原子％であり，具体的には例えば，６９，６９．５，７０，７０．５，７１，７１．５，７２，７２．５，７３，７３．５，７４，７４．５，７５，７５．５，７６，７６．５，７７，７７．５，７８原子％である。Ｎｉの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００１７】
Ａｌの含有量（含有率）は，５．５〜１３原子％であり，具体的には例えば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１３原子％である。Ａｌの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００１８】
Ｖの含有量は，１０〜１７原子％であり，具体的には例えば１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５，１３，１３．５，１４，１４．５，１５，１５．５，１６，１６．５又は１７原子％である。Ｖの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ａｌ及びＶを上記の範囲に規定したのは，上記の範囲であれば，２重複相組織が形成されやすく且つ後述する実施例と同様に表面処理によって表面の硬さ向上の効果が得られると考えられるからである。
【００１９】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒは，それぞれ，任意成分であり，含まれていてもいなくてもよい。Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒが含まれているかどうかに関わらず，表面硬化が起こるからである。
Ｎｂの含有量は，０〜６原子％であり，具体的には例えば，０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｎｂの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｔｉの含有量は，０〜６原子％であり，具体的には例えば，０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｔｉの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｃｏの含有量は，０〜６原子％であり，具体的には例えば，０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｏの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｃｒの含有量は，０〜６原子％であり，具体的には例えば，０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｒの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量を上記範囲にしたのは，この範囲であれば，後述する実施例と同様に表面処理によって表面の硬さ向上の効果が得られると考えられるからである。
【００２０】
Ｂの含有量は，上記の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍであり，具体的には例えば，１０，５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００，９５０又は１０００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｂの含有量を上記範囲にしたのは，この範囲であれば，後述する実施例と同様に表面処理によって表面の硬さ向上の効果が得られると考えられるからである。
【００２１】
（２）２重複相組織
本実施形態の金属間化合物合金の母材は，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有している。
【００２２】
２重複相組織は，最初に，比較的高い温度において初析Ｌ１2相とＡ１相とからなる上部複相組織を形成し，その後，温度を下げることによってＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分離させることによって形成することができる。これによって，図１（ａ）のＴＥＭ画像や図１（ｂ）の模式図に示すような初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織が形成される。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。
【００２３】
２重複相組織を有する金属間化合物合金の母材は，特許文献１や２に記載された方法によって作製することができる。但し，特許文献１や２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。徐冷を行った場合，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。
【００２４】
１−２．表面処理
本実施形態の金属間化合物合金の母材は，窒化処理と浸炭処理の少なくとも一方によって表面処理されている。
【００２５】
窒化処理とは，母材表面層の窒素量を増加させる処理である。窒化処理としては，塩浴窒化処理（主としてシアン塩浴中に被処理物を加熱し，窒化を行う処理），ガス窒化処理（被処理物をアンモニア（ＮＨ3）ガス中で加熱し，窒化する処理），プラズマ窒化処理（減圧した窒化性雰囲気中で，陰極とした被処理物と陽極との間に生じるグロー放電によるプラズマを用いて行う処理）等が挙げられるが，処理効率等の観点からプラズマ窒化処理が好ましい。プラズマ窒化処理の温度は特に限定されないが，効率的に表面を硬化させるには４００〜９００℃が好ましい。
【００２６】
浸炭処理とは，母材表面層の炭素量を増加させる処理である。浸炭処理としては，ガス浸炭処理（被処理物を，浸炭性ガスの中で加熱し，浸炭を行う処理），真空浸炭処理（被処理物を，真空炉において，減圧した浸炭性ガスの中で加熱し，浸炭を行う処理），プラズマ浸炭処理（減圧した浸炭性雰囲気中で，陰極とした被処理物と陽極との間に生じるグロー放電によるプラズマを用いて行う処理）等が挙げられるが，処理効率等の観点からプラズマ浸炭処理が好ましい。プラズマ浸炭処理の温度は特に限定されないが，効率的に表面を硬化させるには４００〜９００℃が好ましい。
【００２７】
４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理と４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理については，後述する。
【００２８】
表面から荷重５０ｇで測定したビッカース硬さは，例えば，６００〜１４００である。このビッカース硬さは，後述する間接測定により，荷重５０ｇで測定したビッカース硬さであり，最表面での硬さを示している。表面処理を行う前の金属間化合物合金の母材表面のビッカース硬さは，４５０程度であり，表面処理によってビッカース硬さの値が高くなる。このビッカース硬さは，具体的には例えば６００，６５０，７００，８００，９００，１０００，１１００，１２００，１３００，１４００である。このビッカース硬さは，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよく，何れか１つ以上であってもよい。
【００２９】
また，表面からの深さが２０μｍの測定位置において荷重１０ｇで測定したビッカース硬さは，例えば，６００〜１４００である。このビッカース硬さは，後述する直接測定により，試料の断面を露出させて表面からの深さが２０μｍの位置で荷重１０ｇで測定したビッカース硬さである。このビッカース硬さは，表面処理による硬化の効果が試料の深い位置にまで及んでいることの指標である。適切な条件で浸炭処理を行えば，試料の深い位置にまで硬化が起こって上記のビッカース硬さが達成される。このビッカース硬さは，具体的には例えば６００，６５０，７００，８００，９００，１０００，１１００，１２００，１３００，１４００である。このビッカース硬さは，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよく，何れか１つ以上であってもよい。
また，表面からの深さが３０，４０又は５０μｍの測定位置でのビッカース硬さが上記の範囲であることが好ましい。適切な条件で浸炭処理を行えば，このような測定位置においてもビッカース硬さを上記の範囲にすることができるからである。
【００３０】
２．Ｎｉ基２重複相金属間化合物合金の表面処理方法
本発明の一実施形態のＮｉ基２重複相金属間化合物合金の表面処理方法は，Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：５．５〜１３原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｔｉ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含み且つ初析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母材に対して表面処理を行う工程を備え，前記表面処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理と４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理の少なくとも一方からなる。
【００３１】
本実施形態の方法が対象とする母材については，上記の通りである。以下，表面処理について詳細に説明する。
【００３２】
本実施形態における金属間化合物合金母材に対する表面処理は，４００〜９００℃でのプラズマ窒化処理と４００〜９００℃でのプラズマ浸炭処理の少なくとも一方からなる。表面処理は，プラズマ窒化処理のみであってもよく，プラズマ浸炭処理のみであってもよく，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の組み合わせであってもよい。
【００３３】
以下，プラズマ窒化又は浸炭装置の一例と，プラズマ窒化処理，プラズマ浸炭処理，及びプラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の組み合わせについてそれぞれ説明する。
【００３４】
（１）プラズマ窒化又は浸炭装置
図２を用いてプラズマ窒化又は浸炭装置の一例について説明する。図２のプラズマ窒化又は浸炭装置は，真空炉体１と，真空炉体１内に配置された炉床２と，炉床２に電気的に接続された電極３と，真空炉体１内にプロセスガスを導入するプロセスガス導入部４と，真空炉体１内を排気するガス排気部５と，ガス排気部５に接続された真空ポンプ６と，真空炉体１が陽極となり且つ電極３が陰極となるように接続されたプラズマ電源７と，炉床２上に配置される被処理物８を加熱するためのヒーター９とを備える。電極３と真空炉体１とは電気的に絶縁されている。電極３が陰極となると，これに電気的に接続された炉床２及び被処理物８も陰極になる。
以下，この装置を用いたプラズマ窒化又は浸炭処理の概要を説明する。
【００３５】
まず，炉床２上に被処理物８を配置する。次に，真空ポンプ６を作動させて真空炉体１を排気する。次に，ヒーター９を作動させて真空炉体１内及び被処理物８を加熱する。次に，プロセスガス導入部４からプロセスガスを真空炉体１内に導入すると共にプラズマ電源７を作動させることによって真空炉体１と被処理物８の間にグロー放電によるプラズマを生じさせ，このプラズマによって被処理物８のプラズマ窒化又は浸炭処理がなされる。
【００３６】
（２）プラズマ窒化処理
次に，プラズマ窒化処理について説明する。プラズマ窒化処理に用いるプロセスガスは，窒素源ガスを含む。窒素源ガスとしては，Ｎ2やＮＨ3が挙げられ，Ｎ2が好ましい。プロセスガスは，窒素源ガスのみを含んでもよいが，Ｈ2やＡｒ等の不活性ガスからなる希釈ガスを含むことが好ましい。この場合，試料表面に薄くて硬い窒化物が過剰に生成することが抑制され，より深部まで比較的均一な窒化層を形成することができる。窒素源ガス／希釈ガスの流量比は，特に限定されないが，一例では，０．１〜１０（好ましく０．５〜２）である。この流量比は，具体的には例えば０．１，０．５，１，１．５，２，３，４，５，１０である。この流量比は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。プロセスガスには，窒素源ガスと希釈ガス以外のガス（例：炭素源ガス）を含めてもよい。雰囲気圧力は，グロー放電によるプラズマ生成が可能な圧力であればよく，例えば，５０〜２０００Ｐａ（好ましくは１００〜１０００Ｐａ）である。雰囲気圧力は，具体的には例えば５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，６００，７００，８００，９００，１０００，１５００，２０００Ｐａである。雰囲気圧力は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００３７】
プラズマ窒化処理の温度は，４００〜９００℃であり，好ましくは，５００〜８００℃であり，さらに好ましくは５５０〜７００℃である。このような温度でプラズマ窒化処理を行うと表面の硬さが特に大きく向上するからである。プラズマ窒化処理の温度は，具体的には例えば４００，４５０，４６０，４７０，４８０，４９０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００℃である。プラズマ窒化処理の温度は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００３８】
プラズマ窒化処理の時間は，例えば，１〜２００時間であり，具体的には例えば１，２，５，１０，２０，２４，３０，４０，４８，１００，１５０，２００時間である。プラズマ窒化処理の時間は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００３９】
（３）プラズマ浸炭処理
次に，プラズマ浸炭処理について説明する。プラズマ浸炭処理に用いるプロセスガスは，炭素源ガスを含む。炭素源ガスとしては，例えばメタン，プロパン，アセチレン等の炭化水素ガスが挙げられる。プロセスガスは，Ｈ2やＡｒ等の不活性ガスからなる希釈ガスを含むことが好ましい。この場合，試料表面にススが付着することを抑制することができるからである。炭素源ガス／希釈ガスの流量比は，特に限定されないが，一例では，０．０１〜１（好ましく０．０５〜０．２）である。この流量比は，具体的には例えば０．０１，０．０５，０．１，０．１５，０．２，０．３，０，４，０．５，１である。この流量比は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。プロセスガスには，炭素源ガスと希釈ガス以外のガス（例：窒素源ガス）を含めてもよい。雰囲気圧力は，グロー放電によるプラズマ生成が可能な圧力であればよく，例えば，５０〜１０００Ｐａ（好ましくは１００〜５００Ｐａ）である。雰囲気圧力は，具体的には例えば５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，６００，７００，８００，９００，１０００Ｐａである。雰囲気圧力は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００４０】
プラズマ浸炭処理の温度は，４００〜９００℃であり，好ましくは６８０〜８５０℃であり，さらに好ましくは７００〜８００℃である。このような温度でプラズマ浸炭処理を行うと表面の硬さが特に大きく向上するからである。プラズマ浸炭処理の温度は，具体的には例えば４００，５００，６００，６６０，６７０，６８０，６９０，７００，７５０，８００，８５０，９００℃である。プラズマ浸炭処理の温度は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
プラズマ浸炭処理の時間は，例えば，１〜２００時間であり，具体的には例えば１，２，５，１０，２０，２４，３０，４０，４８，１００，１５０，２００時間である。プラズマ浸炭処理の時間は，ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
【００４１】
（４）プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の組み合わせ
次に，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の組み合わせについて説明する。
【００４２】
プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の組み合わせとしては，プラズマ窒化処理の後にプラズマ浸炭処理を行う場合，プラズマ浸炭処理の後にプラズマ窒化処理を行う場合，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理を同時に行う場合が考えられる。プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理は，それぞれ，上記の条件で行うことができる。
【００４３】
プラズマ浸炭処理の後にプラズマ窒化処理を行うと，最表面での硬さをさらに向上させ且つ硬さ分布を緩やかにすることができる。
【００４４】
プラズマ窒化処理の後にプラズマ浸炭処理を行うと，最表面での硬さは低いが，なだらかにしかも内部まで硬さ分布を形成することができる。
【００４５】
また，プロセスガス中に窒素源ガスと炭素源ガスの両方を含めることによって，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理とを同時に行うこともできる。しかし，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理とでは最適温度が異なるため，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の両方にとって適切な温度を選択することによって，優れた結果を得ることができると考えられる。
【００４６】
以上の実施形態で示した種々の特徴は，互いに組み合わせることができる。１つの実施形態中に複数の特徴が含まれている場合，そのうちの１又は複数個の特徴を適宜抜き出して，単独で又は組み合わせて，本発明に採用することができる。
【００４７】
３．効果実証実験
以下，本発明の効果を実証するための実験について説明する。以下の実験では，金属間化合物合金母材に対してプラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の少なくとも一方からなる表面処理を行い，この表面処理によって表面のビッカース硬さがどの程度向上したのかを調べることによって表面処理の効果を調べた。
【００４８】
３−１．鋳塊作製工程
まず，表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものをるつぼで溶解した後，セラミック鋳型で溶湯を凝固させることによって鋳塊からなる試料を作製した。ここで作製した鋳塊のサイズは，８３ｍｍφ×７００ｍｍであり，以下の実験は，この鋳塊から１０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍの試験片を切り出して行った。また，この鋳塊の微細組織を調べたところ，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織が形成されていた。
【００４９】
【表１】
2009197254.tif 000003
【００５０】
３−２．熱処理工程
次に，上記試料に対して１０００℃で１０時間の真空熱処理（炉冷）を行った。１０００℃は，Ｌ１2相とＤ０22相の共存温度であり，この熱処理によって（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織からなる下部複相組織がより確実に形成される。
【００５１】
この熱処理後の試料が金属間化合物合金母材である。
熱処理前後の試料１の室温ビッカース硬さを測定したところ，熱処理前が４６８，熱処理後は４６２であった。ビッカース硬さは，荷重３００ｇで測定した。また，熱処理後の試料１のＳＥＭ二次電子像を図３（ａ）及び（ｂ）に示し，ＳＥＭ反射電子像を図３（ｃ）に示す。図３（ａ）の拡大写真が図３（ｂ）であり，図３（ｂ）を参照すると立方体形状の初析Ｌ１2相が分散している様子が確認される。
【００５２】
３−３．表面処理工程
次に，上記熱処理後の試料に対して表面処理を行った。表面処理の条件と表面のビッカース硬さとの関係を調べるために，表面処理は，種々の条件で行った。表面処理の条件の一例を図４に示す。図４は，プラズマ浸炭処理の後にプラズマ窒化処理を行う場合の例を示す。プラズマ浸炭処理のみを行う場合は，図４からプラズマ窒化処理の部分を除いた条件とし，プラズマ窒化処理のみを行う場合は，図４からプラズマ浸炭処理の部分を除いた条件とした。また，温度及び時間は，所望の表面処理条件に適合するように適宜変更した。後述する軟窒化処理は，窒素：水素：メタン＝４．５：４．５：１の体積割合のガスを使用し，５７５℃で８時間の条件で行った。
【００５３】
３−４．表面処理試料の評価
３−４−１．表面処理の最適温度
試料１に対して種々の温度で２時間のプラズマ窒化処理又はプラズマ浸炭処理を行い，プラズマ窒化処理又はプラズマ浸炭処理後の各試料について荷重３００ｇでビッカース硬さを測定した。この測定結果を図５に示す。
【００５４】
図５を参照すると，プラズマ窒化処理の最適温度は，５５０℃前後であり，プラズマ浸炭処理の最適温度は，７５０℃前後であることが分かる。
【００５５】
次に，試料１に対して７５０℃−２時間のプラズマ浸炭処理を行い，その後，５５０℃−２時間のプラズマ窒化処理を行い，処理後の試料について荷重３００ｇでビッカース硬さを測定した。その結果を図５に合わせて示す。図５及びこれ以降の図面において，プラズマ窒化処理及びプラズマ浸炭処理は，それぞれ，ＰＮ及びＰＣと表記する。また，ＰＮ又はＰＣの後の数値は，処理温度（℃）を示す。また，処理時間は，Ｈで示す。従って，例えば，７５０℃−２時間のプラズマ浸炭処理は，ＰＣ７５０−２Ｈと表記し，５５０℃−２時間のプラズマ窒化処理は，ＰＮ５５０−２Ｈと表記する。
【００５６】
図５を参照すると，７５０℃−２時間のプラズマ浸炭処理の後に，５５０℃−２時間のプラズマ窒化処理を行うことによってビッカース硬さの値がさらに大きくなったことが分かる。
【００５７】
３−４−２．深さ方向の硬さ分布
（１）深さ方向の硬さ分布測定方法
まず，深さ方向のビッカース硬さ分布の測定方法について説明する。深さ方向のビッカース硬さ分布を測定する方法として，図６（ａ）に示す直接測定と間接測定が挙げられる。直接測定では，表面処理後に試料を切断して試料の断面を露出させ，表面からの距離が異なる種々の位置でビッカース硬さを測定する。間接測定では，種々の荷重で試料の表面からビッカース硬さを測定する。荷重の大きさが変化すると，試料表面に形成されるピラミッド型のビッカース圧痕の深さが変化するので，間接測定によって深さ方向のビッカース硬さ分布を測定することができる。なお，ビッカース圧痕の深さが１０μｍである場合に測定されるビッカース硬さは，実際は，試料表面から深さ１０μｍまでの層のビッカース硬さの平均値を示しているが，以下の説明及び対応する図面では，便宜上，深さ１０μｍの位置でのビッカース硬さとして取り扱う。
【００５８】
直接測定と間接測定で測定された深さ方向のビッカース硬さ分布を図６（ｂ）に示す。測定に用いた試料は，試料１に対して７５０℃−２時間のプラズマ浸炭処理を行い，その後，５５０℃−２時間のプラズマ窒化処理を行ったものである。直接測定では，荷重１０ｇでビッカース硬さを測定した。間接測定では，荷重５０，１００，２００，３００，５００，１０００ｇでビッカース硬さを測定した。
【００５９】
図６（ｂ）を参照すると，直接測定による測定結果と間接測定による測定結果はよく一致していることが分かる。このことは，間接測定によって深さ方向のビッカース硬さ分布を測定することの妥当性を示している。
【００６０】
以下に示す実験では，別段の記載の無い限り，間接測定によって深さ方向のビッカース硬さ分布を測定した。
【００６１】
（２）表面処理温度の影響
試料１に対して種々の温度でプラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の少なくとも一方を行った試料について深さ方向のビッカース硬さ分布を測定した。プラズマ窒化又は浸炭処理の時間は，２時間とした。プラズマ軟窒化処理の時間は，８時間とした。測定結果を図７及び図８に示す。図７には，プラズマ窒化処理のみ，プラズマ軟窒化処理のみ，又はプラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の両方を行った試料についての結果を示す。図８には，プラズマ浸炭処理のみ，又はプラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理の両方を行った試料についての結果を示す。
【００６２】
図７及び図８を参照すると，全体的な傾向として処理温度によらずに表面から深さ１０μｍ程度までにおいて硬化が起こったことが分かる。また，図７を参照すると，プラズマ浸炭処理の後にプラズマ窒化処理を行う（ＰＣ７５０＋ＰＮ５５０）と，最表面でのビッカース硬さの値が非常に大きくなり，プラズマ窒化処理を行った後にプラズマ浸炭処理を行う（ＰＮ５５０＋ＰＣ７５０）と，硬化層が深くまで形成されたことが分かる。また，プラズマ軟窒化処理の場合でも，プラズマ窒化処理と同程度の表面硬化が起こったことが分かる。
【００６３】
（３）表面処理時間の影響
試料１に対して処理時間を種々変化させてプラズマ窒化又は浸炭処理を行った試料について深さ方向のビッカース硬さ分布を測定した。処理時間は，２，８，４８，１００時間とした。プラズマ窒化処理を行った試料についての結果を図９に示し，プラズマ浸炭処理を行った試料についての結果を図１０に示す。
【００６４】
図９及び図１０を参照すると，処理時間の増加に伴い，プラズマ窒化処理とプラズマ浸炭処理のどちらの場合でも，より内部にまで硬化層が形成されたことが分かる。また，長時間処理の場合，高温で処理するプラズマ浸炭の方がより内部にまで硬化層が形成されたことが分かる。
【００６５】
（４）深さ方向のビッカース硬さ分布の直接測定
上述した直接測定によって，深さ方向のビッカース硬さ分布の測定を行った。ビッカース硬さは，荷重１０ｇ，保持時間２０秒で測定した。プラズマ窒化処理を行った試料についての結果を図１１に示し，プラズマ浸炭処理を行った試料についての結果を図１２に示す。
図１１を参照すると，プラズマ窒化処理を行った試料では，表面から深さ１５μｍまでの位置においてビッカース硬さが向上したことが分かる。また，図１２を参照すると，プラズマ浸炭処理を行った試料では，表面から深さ１００μｍ程度までの位置においてビッカース硬さが向上したことが分かる。また，プラズマ浸炭処理を行った試料では，表面からの深さが５０μｍの位置においてもビッカース硬さが６００以上という非常に高い値となったことが分かる。
【００６６】
３−４−３．ＳＥＭ観察及びＥＰＭＡによる元素の定量分析
試料１に対してプラズマ窒化又は浸炭処理を行った試料についてＳＥＭ観察及びＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalyzer）による元素の面分析測定を行った。
【００６７】
プラズマ窒化処理を行った試料についてのＳＥＭ観察結果を図１３（ａ），（ｂ）に示す。図１３（ａ）及び（ｂ）は，それぞれ，処理時間が２時間及び４８時間の試料についてのＳＥＭ反射電子像を示す。図１３（ａ）及び（ｂ）を参照すると，処理時間が長くなるほど，窒化層の厚みが増加することが分かる。また，４８時間のプラズマ窒化処理を行った試料についてＥＰＭＡによる窒素原子の面分析測定を行った結果を図１４に示す。図１４中の白っぽい部分は，窒素原子濃度が高い領域を示している。図１４を参照すると，表面近傍に窒素原子が濃化していることが分かる。
また，２時間，４８時間，１００時間のプラズマ窒化処理を行った試料についてＥＰＭＡによる元素の定量分析により深さ方向の窒素濃度分布を測定した結果を図１５に示す。図１５を参照すると，処理時間が長くなるに従って深い位置にまで窒素原子が入り込むことが分かる。
【００６８】
プラズマ浸炭処理を行った試料についてのＳＥＭ観察結果を図１６（ａ），（ｂ）に示す。図１６（ａ）及び（ｂ）は，それぞれ，処理時間が２時間及び４８時間の試料についてのＳＥＭ反射電子像を示す。プラズマ窒化処理を行った試料とは異なり，プラズマ浸炭処理を行った試料では，明瞭な浸炭層は観察できなかった。また，４８時間のプラズマ浸炭処理を行った試料についてＥＰＭＡによる炭素原子の面分析測定を行った結果を図１７に示す。図１７中の白っぽい部分は，炭素原子濃度が高い領域を示している。図１７を参照すると，表面近傍に炭素原子が濃化していることが分かる。
また，２時間，４８時間，１００時間のプラズマ浸炭処理を行った試料についてＥＰＭＡによる元素の定量分析により深さ方向の炭素濃度分布を測定した結果を図１８に示す。図１８を参照すると，処理時間が長くなるに従って深い位置にまで炭素原子が入り込むことが分かる。
【００６９】
３−４−４．試料２〜５のプラズマ窒化処理
次に，試料２〜５について，７００℃−２時間のプラズマ窒化処理によって荷重３００ｇでのビッカース硬さがどのように変化するのかを調べた。その結果を表２に示す。
【００７０】
【表２】
2009197254.tif 000004
【００７１】
表２を参照すると，試料２〜５の何れにおいてもプラズマ窒化処理によってビッカース硬さの値が大きくなることが実証された。
【００７２】
３−４−５．試料２のプラズマ窒化処理及びプラズマ浸炭処理
次に，試料２に対して３００℃で圧延率５％の温間圧延を行った後に，プラズマ窒化又は浸炭処理を行った場合の深さ方向のビッカース硬さ分布を測定した。測定結果を図１９に示す。
【００７３】
図１９を参照すると，予め温間圧延を行った試料についても，プラズマ窒化又は浸炭処理による表面硬化が起こったことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００７４】
【図１】図１（ａ），（ｂ）は，それぞれ，本発明の一実施形態の金属間化合物合金母材の２重複相組織を説明するためのＴＥＭ画像及び模式図である。
【図２】本発明の一実施形態のプラズマ窒化又は浸炭処理が可能なプラズマ窒化又は浸炭装置の一例を示す構成図である。
【図３】図３（ａ），（ｂ）は，本発明の効果実証実験での熱処理後の試料１のＳＥＭ二次電子像であり，図３（ｃ）は，そのＳＥＭ反射電子像である。
【図４】本発明の効果実証実験での表面処理条件の一例を示す。
【図５】本発明の効果実証実験において種々の温度で試料１に対してプラズマ窒化又は浸炭処理を行った試料表面についてのビッカース硬さを示すグラフである。
【図６】図６（ａ）は，本発明の効果実証実験での直接測定と間接測定の意味を示す概念図であり，図６（ｂ）は，直接測定と間接測定の一致度を示すグラフである。
【図７】本発明の効果実証実験において種々の温度で試料１に対してプラズマ窒化処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図８】本発明の効果実証実験において種々の温度で試料１に対してプラズマ浸炭処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図９】本発明の効果実証実験において試料１に対して処理時間を変えてプラズマ窒化処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図１０】本発明の効果実証実験において試料１に対して処理時間を変えてプラズマ浸炭処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図１１】本発明の効果実証実験において試料１に対して処理時間を変えてプラズマ窒化処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図１２】本発明の効果実証実験において試料１に対して処理時間を変えてプラズマ浸炭処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【図１３】図１３（ａ），（ｂ）は，それぞれ，本発明の効果実証実験において試料１に対して２時間及び４８時間のプラズマ窒化処理を行った試料の断面のＳＥＭ反射電子像を示す。
【図１４】本発明の効果実証実験において試料１に対して４８時間のプラズマ窒化処理を行った試料の断面のＥＰＭＡによる窒素原子の面分析測定結果を示す。
【図１５】本発明の効果実証実験において試料１に対して２時間，４８時間，１００時間のプラズマ窒化処理を行った試料の断面のＥＰＭＡによる元素の定量分析により深さ方向の窒素濃度分布を測定した結果を示す。
【図１６】図１６（ａ），（ｂ）は，それぞれ，本発明の効果実証実験において試料１に対して２時間及び４８時間のプラズマ浸炭処理を行った試料の断面のＳＥＭ反射電子像を示す。
【図１７】本発明の効果実証実験において試料１に対して４８時間のプラズマ浸炭処理を行った試料の断面のＥＰＭＡによる炭素原子の面分析測定結果を示す。
【図１８】本発明の効果実証実験において試料１に対して２時間，４８時間，１００時間のプラズマ浸炭処理を行った試料の断面のＥＰＭＡによる元素の定量分析により深さ方向の炭素濃度分布を測定した結果を示す。
【図１９】本発明の効果実証実験において試料１に対して温間圧延後にプラズマ窒化又は浸炭処理を行った試料についての深さ方向のビッカース硬さ分布を示すグラフである。
【符号の説明】
【００７５】
１：真空炉体  ２：炉床  ３：電極（陰極）  ４：プロセスガス導入部  ５：ガス排気部  ６：真空ポンプ  ７：プラズマ電源  ８：被処理物  ９：ヒーター
【図２】
2009197254.tif 000005
【図４】
2009197254.tif 000006
【図５】
2009197254.tif 000007
【図７】
2009197254.tif 000008
【図８】
2009197254.tif 000009
【図９】
2009197254.tif 000010
【図１０】
2009197254.tif 000011
【図１１】
2009197254.tif 000012
【図１２】
2009197254.tif 000013
【図１５】
2009197254.tif 000014
【図１８】
2009197254.tif 000015
【図１９】
2009197254.tif 000016
【図１】
2009197254.tif 000017
【図３】
2009197254.tif 000018
【図６】
2009197254.tif 000019
【図１３】
2009197254.tif 000020
【図１４】
2009197254.tif 000021
【図１６】
2009197254.tif 000022
【図１７】
2009197254.tif 000023