JP2003226951A

JP2003226951A - 制振合金材の熱処理方法

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Publication number: JP2003226951A
Application number: JP2002027899A
Authority: JP
Inventors: Kenji Watabe; 健司渡部; Fukusei In; 福星殷; Shigenobu Sekiya; 重信関谷; Kazuya Sakaguchi; 一哉坂口
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; National Institute for Materials Science
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; National Institute for Materials Science
Priority date: 2002-02-05
Filing date: 2002-02-05
Publication date: 2003-08-15

Abstract

(57)【要約】【課題】加工後におけるＭｎ−Ｃｕ系合金の制振合金材
を、その制振特性を維持し且つ寸法精度良く処理できる
と共に、強度も高められる制振合金材の熱処理方法を提
供する。【解決手段】Ｍｎ−Ｃｕ系合金からなる制振合金材を、
７３０〜８６０℃の温度範囲で加熱および保持する溶体
化処理と、その後、上記制振合金材を、３５０〜６５０
℃の温度範囲で加熱および保持する時効処理と、を含
む、制振合金材の熱処理方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、制振合金材の熱処
理方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】制振材料は、種々の機械および機械要素
などの稼働時または移送時に生じる振動や騒音を低減す
るために、広く活用されている。このうち、制振鋼板
は、複数の炭素鋼板と樹脂などとを厚み方向に積層して
作られているため、成形加工性や適用すべき製品の大き
さや形状などの点で大きな制約を有する。これに対し、
Ｍｎ−Ｃｕ系の制振合金は、鋳造材、鍛造材、または圧
延材などからなる一体成形物に加工し易く、例えば板、
棒、線材、箔などにして活用することができる。

【０００３】ところで、Ｍｎ−Ｃｕ系合金からなる制振
合金材は、圧延などの加工歪みにより、制振特性が劣化
するため、熱処理を最終工程で施す必要がある。例え
ば、Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金を、鋳造後に、あるいは鋳造
し且つ圧延などの加工後に、８００〜１１００℃で焼鈍
し且つ炉冷する製造(熱処理)方法が提案されている(特
許第２８４９６９８号公報参照)。かかる焼鈍および炉
冷により、所定の制振特性を確保している。尚、上記焼
鈍は、数時間〜数１０時間にわたっている。

【０００４】

【発明が解決すべき課題】しかしながら、前記製造方法
における焼鈍の温度域では、Ｍｎ−Ｃｕ系合金における
γ相の結晶粒が著しく成長し、液相を生じる可能性があ
るため、制振合金材の力学性能および成形加工性の低下
を招くおそれがある。また、高い熱処理温度で焼鈍する
ため、炉冷後に十分な寸法精度が得られない。この結
果、制振合金材として実際に使用できなくなる、という
問題があった。本発明は、以上に説明した従来の技術に
おける問題点を解決し、加工後におけるＭｎ−Ｃｕ系合
金の制振合金材を、その制振特性を維持し且つ寸法精度
良く処理できると共に、更に強度を高められる制振合金
材の熱処理方法を提供する、ことを課題とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため、予め全体をＭｎ−Ｃｕ系合金におけるγ相
の単相にする溶体化処理を比較的低い温度域で行った
後、Ｍｎ−Ｃｕ系合金におけるγ相からβ相が析出し易
い温度域である約７２７℃よりも低い温度域で時効処理
を施す、ことに着想して成されたものである。即ち、本
発明の制振合金材の熱処理方法(請求項１)は、Ｍｎ−Ｃ
ｕ系合金からなる制振合金材を、７６０〜９００℃の温
度範囲で加熱および保持する溶体化処理と、その後、上
記制振合金材を、３５０〜６００℃の温度範囲で加熱お
よび保持する時効処理と、を含む、ことを特徴とする。

【０００６】これによれば、溶解後に鍛造や圧延などの
加工により所定の形状に成形されたＭｎ−Ｃｕ系合金か
らなる制振合金材を、比較的低い温度域での溶体化処理
によりγ相の単相にした後、Ｍｎ−Ｃｕ系合金における
γ相からβ相が析出し易い温度域よりも低い温度域で時
効処理を確実に施すことができる。このため、かかる熱
処理の前後における寸法変化が著しく低減でき、引張強
度などを高められると共に、従来同様の制振特性を有す
る制振合金材を確実に得ることができる。

【０００７】尚、溶体化処理の温度は、これが７６０℃
未満になると、前記Ｍｎ−Ｃｕ系合金のβ相が析出し易
い温度域に接近し、加工した上記合金材の歪みが完全に
取れにくくなる。一方、９００℃を越えると、γ相の結
晶粒が速く成長すると共に、熱エネルギも嵩むため、上
記温度範囲としたものである。また、時効処理の温度が
３５０℃未満になると、ＭｎおよびＣｕが濃縮する相を
生成する相分離が生じにくくなり、高い力学特性および
制振性能が得られなくなる。一方、６００℃を越える
と、熱力学的にγ相の相分離が不可能となる。このた
め、時効処理の温度を上記温度範囲としたものである。
かかる時効処理の望ましい温度範囲は、３７５〜５２５
℃である。更に、前記溶体化処理に引き続いて前記時効
処理を施しても良いが、後述するように、一旦急冷する
ことにより、時効処理を一層効果的とすることができ
る。

【０００８】また、本発明には、前記溶体化処理の温度
範囲は、８００〜８５０℃である、制振合金材の熱処理
方法(請求項２)も含まれる。これによれば、β相の生成
範囲が狭くなり、局所的に液相変態するおそれも少なく
なるため、γ相の単一相にすることが確実となる。

【０００９】更に、本発明には、前記溶体化処理と前記
時効処理との間に、前記制振合金材を、前記溶体化温度
域から水冷などの急冷をして一旦常温付近に保持する工
程を有する、制振合金材の熱処理方法(請求項３)も含ま
れる。これによれば、制振合金材のＭｎ−Ｃｕ系合金
が、γ相の単一相で常温付近に急冷されるため、α相の
析出を確実に防止できると共に、次に施す時効処理にお
いて、Ｍｎが濃縮した領域とＣｕが濃縮した領域とが共
存するγ相を析出させることができる。尚、上記急冷
は、Ｍｎの濃縮した相が室温よりも高い温度で相変態を
生じるＭｎ−Ｃｕ系合金において、マルテンサイト変態
を誘発させ、その生成相である双晶の運動によって振動
の吸収が成されるものと考えられる。また、上記水冷に
替えて、油冷または衝風冷却を適用することも可能であ
る。

【００１０】加えて、本発明には、前記Ｍｎ−Ｃｕ系合
金は、Ｃｕ：１５〜２５at％、Ｎｉ：２〜８at％、Ｆ
ｅ：１〜３at％、残部：Ｍｎからなる、制振合金材の熱
処理方法(請求項４)も含まれる。これによれば、Ｃｕの
含有量を制限して、その偏析を抑制できると共に、Ｎｉ
およびＦｅの第３元素を添加することにより、振動吸収
に適した双晶を確実に生成させたＭｎ−Ｃｕ系合金とす
ることができる。尚、Ｃｕが１５at％未満では、溶体化
処理でγ＋β相となり易く、一方２５at％を越えると偏
析が生じ易くなるため、Ｃｕの含有量を上記範囲とし
た。また、ＮｉおよびＦｅは、それぞれの下限値未満に
なると、上記双晶の生成が不十分になり、一方それぞれ
の上限値を越えると、上記双晶を生成する効果が飽和す
るため、ＮｉおよびＦｅの含有量を上記範囲とした。更
に、上記Ｍｎ−Ｃｕ系合金に対し、Ａｌを２〜５at％の
範囲で更に添加しても上記と同様の効果が得られる。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下において、本発明の実施に好
適な形態を説明する。Ｃｕ：１５〜２５at％、Ｎｉ：２
〜８at％、Ｆｅ：１〜３at％、残部：Ｍｎからなり、必
要に応じてＡｌを２〜５at％を含有するＭｎ−Ｃｕ系合
金を、高周波誘導加熱炉においてアルゴンなどの雰囲気
下で溶解する。かかる合金の溶湯を、所定の鋳型で鋳造
してインゴットとし、このインゴットを熱間鍛造、熱間
圧延、および冷間圧延(加工)して、所望の形状に成形し
た制振合金材を得る。尚、上記インゴットを直に冷間圧
延(加工)して、上記同様の制振合金材を得ても良い。

【００１２】先ず、前記制振合金材を、図示しない熱処
理炉内の大気雰囲気中に装入した後、７６０〜９００
℃、望ましくは８００〜８５０℃に加熱し且つ約１時間
〜数時間にわたり保持する溶体化処理を施す。その結
果、かかる制振合金材の金属組織は、γ相の単一相とな
る。次に、上記制振合金材を水冷により急冷し、そのγ
相を常温付近にまで保持させ、且つα相の析出を可及的
に抑制する。かかる急冷は、Ｍｎ−Ｃｕ系合金のマルテ
ンサイト変態を誘発させると共に、その生成相である双
晶の運動によって振動の吸収が成されるものと考えられ
る。尚、上記水冷に替え、油冷または衝風冷却により急
冷することも可能である。

【００１３】次いで、上記制振合金材を、上記同様の熱
処理炉内のアルゴン雰囲気中に装入し、３５０〜６００
℃に加熱し且つ約１０時間程度にわたり保持する時効処
理を施す。この結果、γ相のマトリックス中にＭｎが濃
縮した領域およびＣｕが濃縮した領域をそれぞれ生じさ
せる。同時に、時効処理の温度域は、Ｍｎ−Ｃｕ系合金
において、γ相からβ相が析出し易い温度である約７２
７℃よりも低いため、かかるβ相の析出に影響されな
い。従って、上記制振合金材の寸法を加工時の寸法に維
持することが容易となる。そして、上記時効処理の後、
炉冷または空冷などで常温に冷却することにより、従来
と同様の制振特性を有すると共に、寸法精度に優れ且つ
高い強度を有する制振合金材が得られる。

【００１４】

【実施例】ここで、本発明の具体的な実施例を比較例と
併せて説明する。Ｃｕ：２０at％、Ｎｉ：５at％、Ｆ
ｅ：２at％、残部：ＭｎからなるＭｎ−Ｃｕ系合金を、
高周波誘導加熱炉でアルゴンなどの雰囲気下で溶解し
た。かかる合金の溶湯を、所定の鋳型で鋳造してインゴ
ットとし、かかるインゴットを熱間鍛造(約８３０℃)、
熱間圧延(約７５０℃)、および冷間圧延で加工すること
により、制振合金材を得た。かかる制振合金材からＪＩ
Ｓに規定する形状に成形した引張試験片を１０個得た。

【００１５】上記のうち６個の制振合金材の試験片を実
施例１〜６とし、大気雰囲気の熱処理炉(図示せず)内に
装入し、表１に示すように、８２０℃に加熱し且つ１時
間保持する溶体化処理を施した後、水冷により急冷し
た。更に、これら実施例１〜６の試験片を、アルゴン雰
囲気の熱処理炉内おいて、表１に示す３５０〜６００℃
の温度で個別に加熱し且つそれぞれ１０時間保持する時
効処理を施した後、炉冷により常温に冷却した。残り４
個の制振合金材の試験片における一個を比較例１とし、
アルゴン雰囲気の熱処理炉内に装入し、表１に示すよう
に、８７５℃に加熱し且つ１０時間保持する焼鈍を施し
た後、炉冷により徐冷した。更に、残り３個のうち２個
を比較例２，３とし、上記実施例と同じ大気雰囲気の熱
処理炉に装入し、表１に示すように、８２０℃に加熱し
且つ１時間保持する溶体化処理を施した後、水冷により
急冷した。これらの試験片を、アルゴン雰囲気の熱処理
炉内で３３０℃または６５０℃に加熱し且つ１０時間保
持する時効処理を施した後、それぞ炉冷により徐冷し
た。残った他方の試験片を比較例４とし、これには何ら
熱処理を施さなかった。

【００１６】

【表１】

【００１７】以上の実施例１〜６と比較例１〜４の試験
片に対し、ＪＩＳ：Ｚ２２４１に従って、個別に引張試
験を行った。また、制振減衰能は、その評価方法の１つ
である対数減衰率(δ)を、各例の前記試験片とは別に作
製した厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの薄板
試料を用いて、中央加振法により室温で測定した。ま
た、寸法精度については、各例毎に３０ｍｍ×３０ｍｍ
×２ｍｍの試験片を作製し、実施例１〜６と比較例２，
３では前記時効処理前後の反り量を、比較例１では前記
焼鈍の前後における反り量(反りの大きさ)を、それぞれ
測定した。上記引張試験により得られた各例における
０．２％耐力(σ_０．２／ＭＰａ)、引張強さ(σ_Ｂ／Ｍ
Ｐａ)、伸び(％)、絞り(％)、および上記中央加振法に
よる対数減衰率(δ)を、表２に示した。尚、対数減衰率
は、振幅歪みが５×１０^−４における値である。

【００１８】

【表２】

【００１９】表２によれば、実施例１〜６の試験片は、
０．２％耐力および引張強さの何れも、比較例１よりも
高くなった。かかる結果は、実施例１〜６では、前記溶
体化処理および水冷(急冷)の後に、時効処理を施したた
め、γ相のマトリックス中にＭｎが濃縮した領域および
Ｃｕが濃縮した領域を生じさせたことにより、高い強度
を得たものと思われる。一方、比較例１は、焼鈍により
加工歪みを除去しつつ炉冷したため、上記のような結果
になったものと思われる。尚、比較例４は、熱処理を施
さなかったため、Ｍｎの濃縮した領域とＣｕの濃縮した
領域とが形成されなかった。このため、実施例１〜６お
よび比較例１〜３に比べ、０．２％耐力および引張強さ
の何れも小さな値となったと考えられる。

【００２０】次に、振動減衰能を表す対数減衰率では、
表２に示すように、実施例２，３は、比較例１に比べ全
体としてほぼ同等またはそれ以上の制振特性を有してい
ると言えよう。また、実施例１，４〜６は、比較例１よ
りも対数減衰率がやや低くなったが、実用的な制振特性
の範囲内であった。これら実施例に対し、比較例２〜４
は、対数減衰率の値が著しく低かった。尚、比較例２で
は、時効処理温度が低いために相分離が完全に行われ
ず、室温における合金組織に双晶を有する領域が少なか
ったことが原因と考えられる。尚また、比較例３では、
時効処理温度が高くなり、相分離反応は進行していた
が、Ｍｎの濃縮程度が熱力学的に制限されたため、相変
態温度が低くなったことが原因と考えられる。更に、比
較例４は、熱処理されていないため、著しく低い制振特
性となった。かかる結果から、各実施例では、前記溶体
化処理後の水冷によるマルテンサイト変態の生成相であ
る双晶の運動により振動が吸収される、ことが確認され
た。また、寸法精度を示す熱処理前後における反り量で
は、実施例１〜６は、比較例１，３よりも小さい値であ
り、これらの寸法精度が向上していたと言えよう。

【００２１】以上の表２に示す各実施例の結果から、本
発明の熱処理方法により、従来と同等またはそれ以上の
制振特性および高い強度を有すると共に、優れた寸法精
度の制振合金材が得られることが裏付けられた。本発明
は、以上に説明した実施形態および実施例に限定される
ものではない。例えば、制振合金材を前記溶体化処理し
た後、直ちに時効処理しても良い。また、前記溶体化処
理は、前記熱処理炉に限らず、例えば内部を不活性雰囲
気とした誘導加熱炉などで行っても良い。更に、前記時
効処理は、アルゴン雰囲気に限らず、窒素などの不活性
ガス雰囲気や水素などの還元性ガス雰囲気、あるいは大
気雰囲気で行っても良い。尚、Ｍｎ−Ｃｕ系合金の溶解
後における前記加工には、かかる合金の溶湯から連続鋳
造により得た鋳片を鍛造または圧延する方法も含まれ
る。

【００２２】

【発明の効果】以上に説明した本発明の制振合金材の熱
処理方法(請求項１)によれば、圧延などの加工により所
定の形状に成形されたＭｎ−Ｃｕ系合金の制振合金材
を、比較的低い温度域の溶体化処理でγ相の単相にした
後、Ｍｎ−Ｃｕ系合金におけるγ相からγ＋α相への変
態点よりも低い温度域で時効処理を確実に施せる。従っ
て、かかる熱処理の前後における寸法変化が著しく低減
でき、強度が高められると共に、従来同様の制振特性を
有する制振合金材を確実に得ることができる。

【００２３】また、請求項３の熱処理方法によれば、制
振合金材のＭｎ−Ｃｕ系合金が、γ相の単一相で常温付
近に急冷されるため、α相の析出を確実に防げると共
に、次に施す時効処理において、γ相のマトリックス中
にＭｎが濃縮した領域およびＣｕが濃縮した領域を確実
に生ぜしめることができる。更に、請求項４の熱処理方
法によれば、Ｃｕの含有量を制限し且つその偏析を抑制
できると共に、ＮｉおよびＦｅの第３元素を添加するこ
とにより、振動吸収に適した双晶を確実に生成させたＭ
ｎ−Ｃｕ系合金とすることができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２Ａ (72)発明者殷福星茨城県つくば市千現一丁目２番１号独立行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者関谷重信愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内 (72)発明者坂口一哉愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｍｎ−Ｃｕ系合金からなる制振合金材を、
７６０〜９００℃の温度範囲で加熱および保持する溶体
化処理と、その後、上記制振合金材を、３５０〜６００℃の温度範
囲で加熱および保持する時効処理と、を含む、ことを特徴とする制振合金材の熱処理方法。
【請求項２】前記溶体化処理の温度範囲は、８００〜８
５０℃である、ことを特徴とする請求項１に記載の制振合金材の熱処理
方法。
【請求項３】前記溶体化処理と前記時効処理との間に、
前記制振合金材を、前記溶体化温度域から水冷などの急
冷をして一旦常温付近に保持する工程を有する、ことを
特徴とする請求項１または２に記載の制振合金材の熱処
理方法。
【請求項４】前記Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、Ｃｕ：１５〜２
５at％、Ｎｉ：２〜８at％、Ｆｅ：１〜３at％、残部：
Ｍｎからなる、ことを特徴とする請求項１乃至３の何れ
か一項に記載の制振合金材の熱処理方法。