CN101115850A - 新的Fe-Al合金以及其制造方法 - Google Patents

新的Fe-Al合金以及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101115850A
CN101115850A CNA2006800041289A CN200680004128A CN101115850A CN 101115850 A CN101115850 A CN 101115850A CN A2006800041289 A CNA2006800041289 A CN A2006800041289A CN 200680004128 A CN200680004128 A CN 200680004128A CN 101115850 A CN101115850 A CN 101115850A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
cold rolling
rolling processing
weight
anneal
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CNA2006800041289A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101115850B (zh
Inventor
大神田佳平
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Okanda Yoshihira
Techno Associe Co Ltd
Original Assignee
Individual
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Individual filed Critical Individual
Publication of CN101115850A publication Critical patent/CN101115850A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101115850B publication Critical patent/CN101115850B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

本发明的目的是提供加工性、绝缘性、透磁性、制振性、高强度等的特性优异的、Al含量为12重量％以下的Fe－Al合金。该Fe－Al合金经过以下工序制成：(i)塑性加工含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的合金的工序，(ii)将塑性加工的合金冷轧加工的工序，以及(iii)将冷轧加工后的合金退火的工序。

Description

新的Fe-Al合金以及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有加工性、绝缘性、透磁性、制振性、高强度等的优异特性的Fe-Al合金以及该合金的制造方法。
背景技术
以往，作为具备制振性或加工性的金属，已知有Fe-Cr-Al合金、Mn-Cu合金、Cu合金、Mg合金等，被用于各种用途。其中，已知Al含量为6～10重量％，并且平均结晶粒径为300～700μm的Fe-Al合金，具有优异的制振性，作为制振合金是有用的(例如，参照专利文献1)。该Fe-Al合金，在进行塑性加工以及退火处理后，通过以规定的冷却速度冷却而被制造。
然而，对于Al含量为12重量％左右以下的Fe-Al合金的制造方法，几乎不知道上述以外的方法。另外，对于Al含量为12重量％左右以下的Fe-Al合金，为了进一步提高其有用的特性、具有更高的实用价值，完全不知道可以采用何种技术手段。
专利文献1：特开2001-59139号公报
发明内容
本发明的目的在于提供Al含量为12重量％以下的Fe-Al合金，在加工性、绝缘性、透磁性、制振性、高强度等方面更优异的合金。
本发明人等为了解决上述课题，经专心研究发现，通过塑性加工含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的合金，将其冷轧加工后进行退火，可以得到平均结晶粒径为250μm以下、与以往的Fe-Al合金的组织构造相异的Fe-Al合金。进而，该Fe-Al合金，具备与以往的Fe-Al合金相异的新特性，特别是发现在加工性、绝缘性、透磁性、制振性、高强度等方面优异。本发明以这些发现为基础，通过进一步反复的研究而完成。
即，本发明提供以下所示的Fe-Al合金的制造方法以及该合金：第1项.  含有下述工序的Fe-Al合金的制造方法：
(i)塑性加工含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的合金的工序，
(ii)将塑性加工的合金冷轧加工的工序，以及
(iii)将冷轧加工后的合金退火的工序。
第2项.根据第1项记载的制造方法，其中，在工序(ii)中，在截面减少率为5％以上的条件下，进行冷轧加工。
第3项.根据第1项记载的制造方法，其中，在工序(iii)中，在400～1200℃的温度条件下进行退火。
第4项.经过以下工序制造的Fe-Al合金：
(i)塑性加工含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的合金的工序，
(ii)将塑性加工的合金冷轧加工的工序，以及
(iii)将冷轧加工后的合金退火的工序。
第5项.Fe-Al合金，其特征在于，含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质，平均结晶粒径为250μm以下。
第6项.根据第5项所记载的Fe-Al合金，其中，平均结晶粒径为10～40μm。
第7项.根据第5项记载的Fe-Al合金，是作为制振合金或者绝缘合金而使用的。
附图说明
[图1]是表示在参考例1中，对在截面减少率为5％的条件下，进行冷轧加工的组成1-6的Fe-Al合金进行示差扫描热量分析的结果(DSE曲线)的图。
[图2]是表示在参考例1中，对在截面减少率为10％的条件下，进行冷轧加工的组成1-6的Fe-Al合金进行示差扫描热量分析的结果(DSE曲线)的图。
[图3]是表示在参考例1中，对在截面减少率为20％的条件下，进行冷轧加工的组成1-6的Fe-Al合金进行示差扫描热量分析的结果(DSE曲线)的图。
[图4]是表示在参考例1中，对在截面减少率为50％的条件下，进行冷轧加工的组成1-6的Fe-Al合金进行示差扫描热量分析的结果(DSE曲线)的图。
[图5]是实施例1的试验结果，即，在200℃将本发明的Fe-Al合金高速加工成煎锅状的照片。
[图6]是实施例1的试验结果，即，在200℃的温度条件下，用拉伸试验机使本发明的Fe-Al合金断裂，用显微镜观察其破碎断面的照片。
[图7]是实施例3的试验结果，即，是表示对于本发明的Fe-Al合金，冷轧加工后的退火时的退火温度和拉伸强度(拉伸强度MPa)的关系图。
[图8]是实施例3的试验结果，即，是表示对于本发明的Fe-Al合金，冷轧加工后的退火时的退火温度和伸长(％)的关系图。
[图9]是实施例4的试验结果，即，是表示对于本发明的Fe-Al合金，冷轧加工后的退火时的退火温度和硬度(Hardness HV0.3)的关系图。
[图10]是实施例5的试验结果，即，是表示本发明的Fe-Al合金以及软钢在-40℃～160℃的比电阻ρ(mm·0hm)的图。
[图11]是表示实施例6的试验结果。在图11中，(A)表示纯铁的磁化曲线，(B)表示本Fe-Al合金、比较合金1以及比较合金2的透磁曲线。
[图12]是表示实施例7的试验结果的图。即，是表示退火处理后的冷却速度在5℃/min或者1℃/min的条件下制造的本发明的Fe-Al合金的制振特性的图。图12中，纵轴表示损失系数，横轴表示变形振幅。
[图13]是在实施例8中，观察的各Fe-Al合金的微细组织的显微镜照片。图13中，a)是比较合金4的显微镜照片，b)是退火温度为600℃的合金的显微镜照片，c)是退火温度为700℃的合金的显微镜照片，d)是退火温度为800℃的合金的显微镜照片，e)是退火温度为850℃的合金的显微镜照片，f)是退火温度为900℃的合金的显微镜照片。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。
在本发明中制造的Fe-Al合金，是含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质(Si 0.1重量％以下；Mn 0.1重量％以下；其他的C、N、S、O等合计为0.1重量％以下)的合金。
Al含量只要在2～12重量％的范围内就可以，优选为6～10重量％，更优选为7～9重量％。Al含量在上述范围内，根据强度、加工性、绝缘性、透磁性、制振性等适当设定。
以下，对本发明的Fe-Al合金的制造方法以及该Fe-Al合金的特性等进行如下说明。
(I)Fe-Al合金的制造方法
以下，按工序详细叙述本发明的Fe-Al合金的制造方法。
工序(i)
本发明的Fe-Al合金的制造方法，首先，塑性加工含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的合金(工序(i))。具体而言，首先，为了防止氮和氧的侵入，将预先按照Fe-Al合金中的Al含量达到所规定值的比例调整的Al和Fe材料，在0.1～0.01Pa左右的减压下熔融后，流入铸造模，得到Fe-Al合金铸造块。然后，将得到的合金铸造块，通过压延、锻造等的塑性加工和机械加工，制成所规定的形状。
根据需要，可以在塑性加工后，将塑性加工后的合金进行退火处理。这样，通过在塑性加工后进行退火处理，可以提高加工性、制振性、高强度等的合金性能。在塑性加工后进行退火处理的情况下，其退火条件没有特别的限定，但是，具体可例示出，将得到的塑性加工后的合金在700～1000℃左右的温度下保持30分钟～2小时左右的条件。退火处理时的温度以及时间，可以考虑合金的组成、塑性加工条件等，从上述的范围来适当选择。
工序(ii)
接着，对塑性加工的合金进行冷轧加工(工序(ii))。
在塑性加工后进行退火处理的情况下，该冷轧加工是在将合金冷却到下述冷轧温度后而实施的。
作为该冷轧加工时的温度条件，只要是合金的再结晶温度以下就没有特别的限定，但是通常可以在常温下进行。另外，该冷轧加工的压延加工条件，没有特别的限定，但是优选是截面减少率通常为5％以上，优选为20％以上，更优选为20～95％的加工条件。通过以达到这样的截面减少率的方式进行压延加工，可以使合金具备短范围规则性。需要说明的是，在本工序中，可以通过1次的冷轧加工来加工成上述截面减少率，另外，也可以通过进行2次以上的冷轧加工来加工成上述截面减少率。需要说明的是，在此，“截面减少率”是指相对于压延加工前的合金的截面积在压延加工后减少的截面积的比例(％)，可以通过下述式算出。
[数学式1]
截面减少率(％)＝[1-(加工后的合金的截面积)/(加工前的合金的截面积)]×100
工序(iii)
接着，对冷轧加工的合金进行退火处理(工序(iii))。具体而言，将得到的冷轧加工后的合金在400～1200℃左右(优选600～1000℃，更优选600～850℃)的温度下保持30分钟～2小时左右，进行退火处理。退火处理时的温度以及时间，可以考虑合金的组成、塑性加工条件等，从上述的范围进行适当选择。
对于将该退火处理后的合金进行冷却的速度，没有特别的限制，可以根据退火处理温度、合金的内部变形的程度等适当地设定。从使得到的Fe-Al合金在强度、制振性等方面具备更加优异特性的角度出发，该退火处理后的合金的冷却，优选是到600℃为止的温度范围的冷却速度设定为10℃/分钟以下(优选1～5℃/分钟左右)，进一步在不到600℃的温度范围进行自然冷却(放冷)。
(II)Fe-Al合金
通过上述的制造方法制造的Fe-Al合金，具有高强度，在加工性、绝缘性、透磁性、制振性等的特性方面优异，可以在各种领域中应用。
该Fe-Al合金，例如基于其优异的加工性，作为汽车用的高强度材料是有用的。另外，该Fe-Al合金，例如基于其优异的绝缘性，作为用于马达的核芯材料等的绝缘合金是有用的。进一步，该Fe-Al合金，例如基于其优异的透磁性，作为用于各种的电磁材料等的透磁性合金是有用的。另外，该Fe-Al合金，具备易热不易冷的特性，作为IH用的调理器具也是有用的。进一步，该Fe-Al合金，例如基于其优异的制振性，作为汽车的车体材料、轴承、金属模具用压力机的垫片、工具材、DVD的壳体、扬声器部件、精密机器用部材、工具材、制振衬套、体育用具(例如，网球球拍的把手等)等使用的制振合金是有用的。
该Fe-Al合金，具有上述特性，具有与以往报告的Al含量为12重量％以下的Fe-Al合金相异的特性。通过进行冷轧加工后的退火处理，得到显示出合金中的原子产生局部的规则排列的试验数据，该Fe-Al合金被预测具有Al含量为12重量％以下的以往的Fe-Al合金所不具备的短范围规则构造。通过具有这样的合金中的短范围规则性，推测该Fe-Al合金，具有与以往的Al含量为12重量％以下的Fe-Al合金相异的特性。
另外，通过上述的制造方法得到的Fe-Al合金，结晶粒子平均粒径为250μm以下，与以往的Fe-Al合金相比，具有结晶粒径小的组织构造。即，本发明进一步提供含有Al含量为2～12重量％，余量为Fe以及不可避免的杂质，平均结晶粒径为250μm以下的Fe-Al合金。在该Fe-Al合金中，作为平均结晶粒径，优选为1～100μm，更优选为10～40μm。由于具有这样平均粒径小的结晶粒子的组织构造，合金的强度提高，加工性、绝缘性、透磁性、制振性等的特性变得更好。在本发明中，Fe-Al合金的平均结晶粒径，是遵循JIS G0551规定的“钢的奥氏体结晶粒度试验方法”而测定的值。
需要说明的是，在上述的制造方法中，该Fe-Al合金的结晶粒子的平均粒径，通过适当设定工序(ii)的冷轧条件、工序(iii)的退火条件等而被调整。例如，在工序(ii)的冷轧中，越增大截面减少率，Fe-Al合金的结晶粒子的平均粒径就变得越小。另外，例如，在工序(iii)的退火中，退火温度越高，Fe-Al合金的结晶粒子的平均粒径就变得越大。
实施例
以下举出实施例说明本发明，但是本发明不限定于这些实施例。
参考例1
以表1表示的Al含量(组成1-6)的方式，称量规定量的电解铁和99.99重量％的Al，使用多孔质坦曼氏管将其高频率溶解。溶解后，使其在内径为4mmφ的透明石英间吸引凝固，做成棒状的合金样品。将该棒状的合金样品在900℃进行热轧加工，塑性加工成片状(厚度1mm×2mm×30mm)后，在900℃进行1小时退火处理。退火处理后，以冷却速度1℃/分钟冷却到550℃，在常温下截面减少率成为5、10、20以及50％的各种的加工条件下，进行冷轧加工。
[表1]
    Al含量(重量％)
组成1     2.5
组成2     5.1
组成3     7.9
组成4     10.8
组成5     13.9
组成6     17.2
对于这样得到的各种冷轧加工后的Fe-Al合金，使用示差扫描热量分析装置(DSC)，进行加热的同时，测定其加热时的热能的发生量。具体而言，使用示差扫描热量分析装置(理学电机制)，将升温速度设定为0.33℃/秒，测定在50～300℃的热能的发生量。得到的结果显示在图1-4。图1表示截面减少率为5％时的结果、图2表示截面减少率为10％时的结果、图3表示截面减少率为20％时的结果、图4表示截面减少率为50％时的结果。根据该结果，对于塑性加工·退火处理后的组成1-4的合金，以截面减少率为5～50％进行冷轧加工后加热的物质，在示差扫描热量分析中，确认了热能的发生量在230℃附近出现峰(最大值)的变化，所以预测这些Fe-Al合金在加热中原子排列变化而具备短范围规则性。另外，从截面减少率越高，示差扫描热量分析的热能的变化量越大的事实，暗示通过以使截面减少率变高的方式进行冷轧加工，可以提高Fe-Al合金的短范围规则度。
实施例1 加工特性的评价
以Al含量达到8重量％的方式，称量规定量的纯铁和99.9重量％的Al，将其高频率真空溶解(最终组成为Al：7.78重量％，C：0.004重量％，Si：0.02重量％，Mn：0.05重量％，P：0.005重量％，S：0.002重量％，Cr：0.02重量％，Ni：0.05重量％，以及Fe：余量)。溶解后，在1100℃进行200×100×4000mm热轧加工，然后切出其一部分，进一步在1100℃进行热轧加工到4mm的厚度为止。接着，在700℃进行1小时退火处理后，空气冷却到常温。对冷却后的合金，在20℃以截面减少率成为50％的各种的加工条件下，进行冷轧加工。然后，在800℃进行1小时退火处理后，以冷却速度1℃/分钟空气冷却到600℃。
使用这样得到的Fe-Al合金，在200℃高速加工成煎锅状。其结果，没有裂纹等的不良，容易加工成煎锅状(参照图5)。与此相对，使用与上述同组成并且没有进行冷轧加工而制作的Fe-Al合金(厚度2mm)，在同条件下，高速加工成煎锅状时，加工品产生裂纹。
进一步，将这样得到的Fe-Al合金，在200℃的温度条件下，用拉伸试验机拉伸直到破碎，用显微镜观察其破碎断面时，在破碎断面观察存在有微凹(dimple)。由此，确认了该Fe-Al合金的加工特性优异(参照图6)。
从以上的结果确认本Fe-Al合金加工性优异，在约200℃的温感加工中可以强加工。
实施例2 强度的评价
为了评价根据上述实施例1所记载的方法而调制的Fe-Al合金的强度，根据以下的方法测定拉伸强度以及伸长。即，使用INSTRON数字万能材料试验机(5582型，INSTRON公司制)，测定在-30℃、26℃、以及160℃的温度条件下的拉伸强度以及伸长(n＝2)。另外，作为比较，除了不进行冷轧加工，在900℃进行1小时退火后，以冷却速度1℃/分钟冷却到500℃，进一步放冷到室温以外，与上述实施例2同样的方法制造Fe-Al合金，测定了该合金在26℃的拉伸强度以及伸长(比较例1)。
得到的结果显示在表2中。由该结果可知，本Fe-Al合金即使在-30～160℃的广范围的温度下，也显示了高拉伸强度，具有优异的强度。特别是确认了，与比较例1的合金比较，本Fe-Al合金在伸长方面显著优越。
[表2]
    实施例   比较例1
拉伸强度以及伸长的测定温度条件     -30℃   26℃   160℃   26℃
拉伸强度 强度(Mpa)     491～500   525～545   433～488   500
伸长率(％)     13.4～18.8   37.2～46.5   42.5～43.0   13.0
实施例3 强度的评价
在冷轧加工后的退火处理中，除了在500～1200℃的各种退火温度下进行退火以外，遵循与上述实施例1同样的方法，调制Fe-Al合金。用与上述实施例2同样的方法测定了得到的各Fe-Al合金的拉伸强度(拉伸强度(Ultimate tensile strength)，屈服强度(Yield strength)以及伸长(Elongation))。
得到的结果表示在图7(拉伸强度以及屈服强度)以及图8(伸长)。从该结果确认，将退火温度设定在800K(523℃)以下而制造的本Fe-Al合金具备更加优异的拉伸强度。
实施例4 硬度的评价
在冷轧加工后的退火处理中，除了在500～1200℃的各种退火温度进行退火以外，遵循与上述实施例1同样的方法，调制Fe-Al合金。用维氏硬度计(明石制作所制)测定了得到的各Fe-Al合金的硬度(HardnessHV0.3)。
得到的结果表示在图9。从该结果确认，本Fe-Al合金，在硬度方面也优异，特别是退火温度在800K(523℃)以下进行时，可以得到更加高硬度的合金。
实施例5 绝缘性的评价
为了评价遵循上述实施例1记载的方法而调制的Fe-Al合金的绝缘性，用4端子法测定了在-40℃～160℃的比电阻ρ(mm·0hm)。另外，为了比较，对于作为一般汽车用的软钢，也测定了比电阻。
测定的结果表示在图10。从该结果确认，与软钢相比，本Fe-Al合金具有约7倍的比电阻，而且，表明其比电阻不易受温度变化影响，绝缘性优异。
实施例6 透磁性的评价
遵循上述实施例1记载的方法调制Fe-Al合金。为了评价该Fe-Al合金的透磁性，使用Electron Magnet For V.S.M(Toei Kogyo制)，求出磁化曲线(图11中标记为本Fe-Al合金)。另外，为了比较，对于除了在300℃进行压延加工来代替冷轧加工以及其后的退火处理以外以与实施例1相同的方法制造的合金(比较合金1)、除了在600℃进行压延加工来代替冷轧加工以及其后的退火处理以外以与实施例1相同的方法制造的合金(比较合金2)、以及纯铁，同样地求出磁化曲线。
得到的结果表示在图11。从该结果确认，本Fe-Al合金，与纯铁相比透磁率高(磁化曲线的斜率陡)，具有比纯铁优异的透磁性。另外明确，本Fe-Al合金与比较合金1以及2比较，透磁率高，制造时的冷轧加工对提高透磁率有贡献。
实施例7 制振性的评价
除了以冷轧加工后的退火处理后的冷却速度5℃/min(冷却条件1)或者1℃/min(冷却条件2)、放冷的条件下冷却以外，用与上述实施例1相同的方法调制Fe-Al合金。为了评价得到的各Fe-Al合金的制振性，进行了下述的试验。另外，为了比较，对于与上述的Fe-Al合金组成相同，通过热轧后进行900℃的1小时退火处理、炉冷却而制造的Fe-Al合金(比较合金3)进行了同样的制振性的评价。
制振性的评价使用了横振动法。具体地说，在Fe-Al合金片(0.8×30×300mm)的一端(从端部起130mm)粘结变形量规然后将其与变形计连接。该Fe-Al合金片的另一端用虎钳固定，作为自由长度150mm的悬臂梁，使其发生自由振动，从上述变形量规检测出变形，求出变形衰减曲线。另外，也安装加速度计，求出来自于加速度的衰减曲线。
得到的结果表示在图12。从该结果确认，退火后的冷却速度越慢，越能得到优异的制振性。另外确认，本发明的Fe-Al合金，与不实施冷轧而是在900℃进行退火处理的Fe-Al合金(比较合金3)比较，也具备优异的制振特性。
实施例8 微细组织的观察-1
在冷轧加工后的退火处理中，除了在600、700、800、850或者900℃的各种退火温度进行退火以外，与上述实施例1同样的方法，调制Fe-Al合金。用金属显微镜观察得到的各Fe-Al合金的微细组织。另外，为了比较，对冷轧后的没有进行退火处理的Fe-Al合金(比较合金4)，也同样地用金属显微镜观察了微细组织。
得到的结果表示在图13。从该结果确认，通过冷轧加工后进行退火处理，合金的结晶粒径变小。另外，从图13可知，本发明的Fe-Al合金的平均粒径即使在800℃退火的情况下也是250μm以下。
进一步确认，冷轧加工后在600～800℃退火的Fe-Al合金，组织变细。将所述实验结果与实施例3的结果(图8)综合，暗示出Fe-Al合金的伸长，有组织越细小越高的倾向。
实施例9 微细组织的观察-2
除了将冷轧加工时的截面减少率加工成92.5％、85％或者60％以外，用与上述实施例1同样的方法，调制Fe-Al合金。
遵循JIS G0551“钢的奥氏体结晶粒度试验方法”测定得到的各Fe-Al合金的结晶粒子的平均粒径。另外，对于得到的各Fe-Al合金，用与实施例2同样的方法测定拉伸强度(在(20)℃温度条件下测定)。进一步，对于得到的各Fe-Al合金，将弯曲半径设为板厚的3倍进行180°弯曲，确认在试验片的弯曲外侧有没有避开瑕疵。
得到的结果表示在表3。制造的Fe-Al合金，都是平均结晶粒径为250μm以下。另外，从该结果确认，通过增大冷轧加工时的截面减少率，能够得到结晶粒径小的Fe-Al合金。进一步明确，Fe-Al合金的结晶粒径越小，在强度、弯曲方面越具备优异特性。
[表3]
  实施例
制造条件 冷轧时的截面减少率 92.5％ 85％ 60％
合金特性 平均结晶粒径   30μm   100μm   230μm
拉伸强度(Mpa)   800Mpa   600Mpa   560MPa
弯曲   不断裂、延展性优异   不断裂、延展性优异   一点点断裂
根据本发明，对Al含量为2～12重量％的Fe-Al合金，通过将结晶粒径的平均值制成250μm以下，可以使Fe-Al合金具备优异的加工性、绝缘性、透磁性、制振性、高强度等。因此，根据本发明与以往的Fe-Al合金相比，可以提供在多领域可以应用的有用性高的合金。

Claims (7)

1.Fe-Al合金的制造方法，其特征在于，包含如下工序：
(i)塑性加工含有Al含量为2-12重量％、余量为Fe以及不可避免的杂质的合金的工序，
(ii)将塑性加工的合金冷轧加工的工序，以及
(iii)将冷轧加工后的合金退火的工序。
2.根据权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在工序(ii)中，在截面减少率为5％以上的条件下进行冷轧加工。
3.根据权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在工序(iii)中，在400～1200℃的温度条件下进行退火。
4.一种Fe-Al合金，其特征在于，是经过如下工序被制造的：
(i)塑性加工含有Al含量为2～12重量％、余量为Fe以及不可避免的杂质的合金的工序，
(ii)将塑性加工的合金冷轧加工的工序，以及
(iii)将冷轧加工后的合金退火的工序。
5.一种Fe-Al合金，其特征在于，含有Al含量为2～12重量％、余量为Fe以及不可避免的杂质，平均结晶粒径为250μm以下。
6.根据权利要求5所述的Fe-Al合金，其特征在于，平均结晶粒径为10～40μm。
7.根据权利要求5所述的Fe-Al合金，其特征在于，作为制振合金或者绝缘合金而使用。
CN2006800041289A 2005-02-10 2006-02-10 新的Fe-Al合金以及其制造方法 Expired - Fee Related CN101115850B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP035123/2005 2005-02-10
JP2005035123 2005-02-10
PCT/JP2006/302343 WO2006085609A1 (ja) 2005-02-10 2006-02-10 新規Fe-Aｌ合金、及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101115850A true CN101115850A (zh) 2008-01-30
CN101115850B CN101115850B (zh) 2010-08-04

Family

ID=36793180

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2006800041289A Expired - Fee Related CN101115850B (zh) 2005-02-10 2006-02-10 新的Fe-Al合金以及其制造方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20090116991A1 (zh)
EP (1) EP1847624A4 (zh)
JP (1) JP5185613B2 (zh)
KR (1) KR20070106630A (zh)
CN (1) CN101115850B (zh)
AU (1) AU2006213306A1 (zh)
BR (1) BRPI0607491A2 (zh)
CA (1) CA2596856A1 (zh)
RU (1) RU2007133647A (zh)
WO (1) WO2006085609A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103691741A (zh) * 2012-09-27 2014-04-02 日立金属株式会社 Fe-Al系合金带钢的制造方法
CN104004961A (zh) * 2014-06-12 2014-08-27 重庆材料研究院有限公司 一种FeAl磁致伸缩合金材料及制备方法
CN104018061A (zh) * 2014-06-12 2014-09-03 重庆材料研究院有限公司 易加工、大磁致伸缩FeAl合金带材及制备方法
CN104169027A (zh) * 2012-04-03 2014-11-26 日立金属株式会社 Fe－Al系合金的制造方法
CN104200946A (zh) * 2014-08-20 2014-12-10 钢铁研究总院 一种高磁致伸缩系数的FeAl软磁合金
CN104200946B (zh) * 2014-08-20 2017-01-04 钢铁研究总院 一种高磁致伸缩系数的FeAl软磁合金
CN113874140A (zh) * 2019-05-31 2021-12-31 日立金属株式会社 Fe-Al系合金减振零件及其制造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102177268A (zh) 2008-10-10 2011-09-07 株式会社丰田自动织机 铁合金、铁合金部件及其制造方法
JP2010150615A (ja) * 2008-12-25 2010-07-08 Kahei Okanda 表面加工された合金の製造方法及び表面加工された合金
JP5394166B2 (ja) * 2009-08-21 2014-01-22 株式会社ケーヒン 電磁式作動装置及び電磁式燃料噴射弁
JP5601268B2 (ja) * 2011-04-11 2014-10-08 株式会社豊田自動織機 鉄合金製制振材の製造方法と鉄合金製制振材
JP2013001978A (ja) * 2011-06-20 2013-01-07 Okanda Yoriko Ｆｅ−Ａｌ合金素材の製造方法、及び棒状あるいは線状のＦｅ−Ａｌ合金素材
JP6142411B2 (ja) * 2012-12-07 2017-06-07 株式会社アルフェコ Ｆｅ−Ａｌ合金の製造方法
WO2015181856A1 (ja) * 2014-05-30 2015-12-03 株式会社アーバンマテリアルズ 弦楽器用エンドピン
WO2018052107A1 (ja) * 2016-09-15 2018-03-22 日立金属株式会社 磁心およびコイル部品
RU2754623C1 (ru) * 2020-10-28 2021-09-06 Российская Федерация, От Имени Которой Выступает Министерство Промышленности И Торговли Российской Федерации Способ термической обработки высокодемпфирующей стали

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2875114A (en) * 1957-04-12 1959-02-24 Westinghouse Electric Corp Iron-aluminum materials for magnetic applications
GB852554A (en) * 1957-04-12 1960-10-26 Westinghouse Electric Corp Improvements in or relating to iron-aluminium materials and to methods of producing such materials
JPH03285014A (ja) * 1990-03-30 1991-12-16 Nippon Steel Corp 制振性の優れた鋼の製造方法
JPH04143215A (ja) * 1990-10-04 1992-05-18 Kawasaki Steel Corp 高振動減衰能を有する溶接構造用鋼の製造方法
JPH07150296A (ja) * 1993-11-29 1995-06-13 Nkk Corp 制振合金およびその製造方法
JPH07268549A (ja) * 1994-03-30 1995-10-17 Kawasaki Steel Corp 振動減衰特性に優れた鋼板およびその製造方法
JPH09157794A (ja) * 1995-12-06 1997-06-17 Nippon Steel Corp 制振合金及びその製造方法
DE19634524A1 (de) * 1996-08-27 1998-04-09 Krupp Ag Hoesch Krupp Leichtbaustahl und seine Verwendung für Fahrzeugteile und Fassadenverkleidungen
JP4238292B2 (ja) * 1999-08-18 2009-03-18 地方独立行政法人 大阪市立工業研究所 制振合金材料、その製造方法およびそれを用いた工具部材
US20040019271A1 (en) * 2002-07-29 2004-01-29 General Electric Company Pole pieces for magnetic resonance imaging systems
JP4471688B2 (ja) * 2003-06-18 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104169027A (zh) * 2012-04-03 2014-11-26 日立金属株式会社 Fe－Al系合金的制造方法
CN103691741A (zh) * 2012-09-27 2014-04-02 日立金属株式会社 Fe-Al系合金带钢的制造方法
CN104004961A (zh) * 2014-06-12 2014-08-27 重庆材料研究院有限公司 一种FeAl磁致伸缩合金材料及制备方法
CN104018061A (zh) * 2014-06-12 2014-09-03 重庆材料研究院有限公司 易加工、大磁致伸缩FeAl合金带材及制备方法
CN104004961B (zh) * 2014-06-12 2016-02-03 重庆材料研究院有限公司 一种FeAl磁致伸缩合金材料及制备方法
CN104018061B (zh) * 2014-06-12 2016-03-09 重庆材料研究院有限公司 易加工、大磁致伸缩FeAl合金带材及制备方法
CN104200946A (zh) * 2014-08-20 2014-12-10 钢铁研究总院 一种高磁致伸缩系数的FeAl软磁合金
CN104200946B (zh) * 2014-08-20 2017-01-04 钢铁研究总院 一种高磁致伸缩系数的FeAl软磁合金
CN113874140A (zh) * 2019-05-31 2021-12-31 日立金属株式会社 Fe-Al系合金减振零件及其制造方法
CN113874140B (zh) * 2019-05-31 2023-08-29 株式会社博迈立铖 Fe-Al系合金减振零件及其制造方法
US11913097B2 (en) 2019-05-31 2024-02-27 Proterial, Ltd. Fe—Al-based alloy vibration-damping component and method for manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
AU2006213306A1 (en) 2006-08-17
EP1847624A4 (en) 2008-05-28
WO2006085609A1 (ja) 2006-08-17
CA2596856A1 (en) 2006-08-17
BRPI0607491A2 (pt) 2009-09-08
JPWO2006085609A1 (ja) 2008-06-26
US20090116991A1 (en) 2009-05-07
EP1847624A1 (en) 2007-10-24
KR20070106630A (ko) 2007-11-02
JP5185613B2 (ja) 2013-04-17
CN101115850B (zh) 2010-08-04
RU2007133647A (ru) 2009-03-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101115850B (zh) 新的Fe-Al合金以及其制造方法
US10351939B2 (en) Cu—Al—Mn-based alloy exhibiting stable superelasticity and method of producing the same
CN104136645B (zh) 耐热变形性优良的高强度不锈钢线、高强度弹簧及其制造方法
KR102197876B1 (ko) 열간 프레스 성형 부재
EP3072987B1 (en) High-carbon steel sheet and method for producing the same
WO2020213179A1 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
KR102169850B1 (ko) 망간강 제품의 열처리 방법 및 망간강 제품
JP6583587B2 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
KR20130136565A (ko) 핫 스탬프 부재용 강판 및 그 제조 방법
CA2732188A1 (en) Bainite steel and methods of manufacture thereof
CN109983145A (zh) 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法
MX2013001724A (es) Alambre de acero con acero especial y material de alambre de acero especial.
JP4425368B2 (ja) 局部延性に優れた高炭素鋼板の製造法
JP2005298952A (ja) 制振材料およびその製造方法
JP3907177B2 (ja) Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法
Birol Response to thermal cycling of plasma nitrided hot work tool steel at elevated temperatures
JP6690792B1 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP5099978B2 (ja) 高強度細線及びその製造方法
TW202219290A (zh) 奧氏體不鏽鋼
CN108699650A (zh) 轧制线材
JP4187199B2 (ja) 高靱性炭素鋼ワイヤ
JP5360544B2 (ja) 鋼板及び鋼板コイル
JP2001279394A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3339795B2 (ja) 直動軸受け部材の製造方法
JPH05140699A (ja) 冷間鍛造性に優れた高強度ステンレス鋼

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: TECHNOLOGY JOINT CORPORATION

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20110314

Address after: Hyogo

Co-patentee after: Techno Associe Co., Ltd.

Patentee after: Okanda Yoshihira

Address before: Hyogo

Patentee before: Okanda Yoshihira

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20100804

Termination date: 20150210

EXPY Termination of patent right or utility model