JP2007302930A - Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】マクロ偏析を抑制し、高い制振性能を得ることが可能であり、しかも、制振特性の経時劣化の少ないＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法を提供すること。
【解決手段】Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する１次加工工程と、１次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する固溶化処理工程と、固溶化処理された前記合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する２次加工工程と、２次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する高温焼鈍工程とを備えたＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
【選択図】なし
【解決手段】Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する１次加工工程と、１次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する固溶化処理工程と、固溶化処理された前記合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する２次加工工程と、２次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する高温焼鈍工程とを備えたＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
【選択図】なし
Description
本発明は、Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法に関し、さらに詳しくは、加工性及び制振特性に優れたＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法に関する。
制振合金とは、内部摩擦が大きく、振動エネルギーを熱として散逸させる機能を持つ合金をいう。制振合金は、制振機能により、複合型（例えば、片状黒鉛鋳鉄）、強磁性型（例えば、Ｆｅ−Ｃｒ合金）、転位型（例えば、Ｍｇ−Ｚｒ合金）、及び双晶型（例えば、Ｍｎ−Ｃｕ合金）に分類される。これらの中でも、双晶型の一種であるＭｎ−Ｃｕ系制振合金は、相対的に高い減衰能を有しているので、音響機器用のネジ・ワッシャー、バイトのホルダー、工作機械のマウント等、振動を吸収するための各種部品に応用されている。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金が高い減衰能を示すのは、Ｍｎ−Ｃｕ系合金をオーステナイト（γ）相領域から徐冷することによってγ相にナノメートルサイズのＭｎ濃度がその平均濃度より高い領域（以下、「Ｍｎリッチ領域」という）とＣｕ濃度がその平均濃度より高い領域（以下、「Ｃｕリッチ領域」という）が形成され、微細な双晶が形成されるためと考えられている（非特許文献１参照）。微細な双晶が存在すると、この双晶は、たとえ僅かな外力によっても容易に移動する。また、徐冷後の材料に外力を加えると、双晶が容易に発生し、外力を除去すると、双晶は、外力を加える前の状態に容易に戻る。このような双晶の運動によってエネルギーが消費され、高い減衰能を示す。しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、一般に、加工性に乏しく、マクロ偏析も生じやすいという問題がある。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、マンガン基双晶型制振合金を８００〜１１００℃で加熱した後、４７５〜２５０℃の温度範囲に入るまで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷し、さらに１０℃／分以上で急冷するマンガン基双晶型制振合金の熱処理方法が開示されている。同文献には、冷却時に定速徐冷すると、単に徐冷する場合に比べて制振性能が向上する点が記載されている。
例えば、特許文献１には、マンガン基双晶型制振合金を８００〜１１００℃で加熱した後、４７５〜２５０℃の温度範囲に入るまで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷し、さらに１０℃／分以上で急冷するマンガン基双晶型制振合金の熱処理方法が開示されている。同文献には、冷却時に定速徐冷すると、単に徐冷する場合に比べて制振性能が向上する点が記載されている。
また、特許文献２には、マンガン基制振合金の加工後に、９００℃で２０分〜３時間加熱し、８〜２４時間炉内で徐冷する制振合金の製造方法が開示されている。同文献には、加工後に熱処理することによって双晶が加工前の状態に戻り、制振性が復元する点が記載されている。
また、特許文献３には、Ｍｎをベースとした原子％で、Ｃｕ：１５〜２５％、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｒの少なくとも１種：１〜８％を含有するマンガン基基制振合金が開示されている。同文献には、Ｃｕ含有量を下げ、代わりにＮｉ、Ｆｅ等を添加すると、加工性が向上する点が記載されている。
また、特許文献３には、Ｍｎをベースとした原子％で、Ｃｕ：１５〜２５％、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｒの少なくとも１種：１〜８％を含有するマンガン基基制振合金が開示されている。同文献には、Ｃｕ含有量を下げ、代わりにＮｉ、Ｆｅ等を添加すると、加工性が向上する点が記載されている。
また、特許文献４には、Ｍｎ−Ｃｕ系合金からなる制振合金材を、７６０〜９００℃の温度範囲で加熱及び保持する溶体化処理と、制振合金材を３５０〜６００℃の温度範囲で加熱及び保持する時効処理とを含む制振合金材の熱処理方法が開示されている。同文献には、β相が析出しやすい温度より低い温度域で時効処理することによって、熱処理前後の寸法変化を著しく低減でき、引張強度も高めることができる点が記載されている。
さらに、特許文献５には、５０〜６０％Ｍｎ、７〜８％Ｆｅ及び残部ＣｕよりなるＭｎ−Ｃｕ−Ｆｅ高力防震合金が開示されている。同文献には、Ｍｎ−Ｃｕ合金にＦｅを添加すると、時効処理を行っても衝撃値や引張強さが低下しない点が記載されている。
さらに、特許文献５には、５０〜６０％Ｍｎ、７〜８％Ｆｅ及び残部ＣｕよりなるＭｎ−Ｃｕ−Ｆｅ高力防震合金が開示されている。同文献には、Ｍｎ−Ｃｕ合金にＦｅを添加すると、時効処理を行っても衝撃値や引張強さが低下しない点が記載されている。
Y.Q.Wu et al., Scripta Materialia 46(2002)717-722
特開２００５−０２３３６２号公報
特開２００２−１４６４９８号公報
特開平７−２４２９７７号公報
特開２００３−２２６９５１号公報
特開昭５０−１２７８１７号公報
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の制振特性を発揮させるためには、熱処理が必要であり、２つの方法が知られている。一つは、γ相状態で保持した後に急冷し、引き続き時効処理を行う方法、もう一つは、γ相状態で保持し、徐冷を行う方法である。一般的には、後者の方が高い制振特性が得られれると言われている。いずれの方法による場合でも、時効処理あるいはγ相領域からの徐冷によってγ相にナノメートルサイズのＭｎリッチ領域とＣｕリッチ領域が形成され、微細な双晶が形成される。
しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、マクロ偏析が生じやすいので、従来の熱処理方法では、均一な組成を持つ組織の作製が困難であるという問題があった。Ｃｕリッチの部分は、減衰特性を十分に発揮できないので、マクロ偏析は、Ｍｎ−Ｃｕ系合金が本来もっている減衰特性を低下させる原因となる。一方、マクロ偏析を解消するために、単に長時間の熱処理を行うと、Ｍｎが揮発し、かえって減衰能は低下する。
さらに、Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の制振特性は、経時劣化する。これは、使用中にマクロなＣｕリッチ領域にあるＣが双晶界面や結晶粒界に拡散し、双晶が外力によって移動する際に障害となるためと考えられる。しかしながら、このような制振特性の経時劣化を抑制するための手段が提案された例は、従来にはない。
しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、マクロ偏析が生じやすいので、従来の熱処理方法では、均一な組成を持つ組織の作製が困難であるという問題があった。Ｃｕリッチの部分は、減衰特性を十分に発揮できないので、マクロ偏析は、Ｍｎ−Ｃｕ系合金が本来もっている減衰特性を低下させる原因となる。一方、マクロ偏析を解消するために、単に長時間の熱処理を行うと、Ｍｎが揮発し、かえって減衰能は低下する。
さらに、Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の制振特性は、経時劣化する。これは、使用中にマクロなＣｕリッチ領域にあるＣが双晶界面や結晶粒界に拡散し、双晶が外力によって移動する際に障害となるためと考えられる。しかしながら、このような制振特性の経時劣化を抑制するための手段が提案された例は、従来にはない。
本発明が解決しようとする課題は、マクロ偏析を抑制し、高い制振性能を得ることが可能なＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、制振特性の経時劣化の少ないＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、制振特性の経時劣化の少ないＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法は、
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する１次加工工程と、
１次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する固溶化処理工程と、
固溶化処理された前記合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する２次加工工程と、
２次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する高温焼鈍工程と
を備えていることを要旨とする。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する１次加工工程と、
１次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する固溶化処理工程と、
固溶化処理された前記合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する２次加工工程と、
２次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する高温焼鈍工程と
を備えていることを要旨とする。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金を１次加工した後、所定の温度で固溶化処理を行い、空冷以上の冷却速度で急冷すると、ＭｎとＣｕのマクロ偏析を低減することができる。この場合、固溶化処理温度での保持時間が長くなるほど、マクロ偏析は少なくなる。
次に、固溶化処理された材料を所定の形状に２次加工した後、高温焼鈍を行うと、２次加工時に導入された欠陥を消滅させることができる。また、焼鈍温度から定速徐冷すると、マクロ偏析が低減されたγ相にナノメートルサイズのＭｎリッチ領域とＣｕリッチ領域が形成され、微細な双晶が形成される。この場合、焼鈍温度での保持時間がある一定時間以下であると、Ｍｎの蒸発が抑制される。そのため、従来の方法に比べて高い制振特性が得られる。
さらに、相対的に長時間の固溶化処理を行うことによってＭｎとＣｕのマクロ偏析が低減されるので、制振特性の経時劣化を抑制することができる。
次に、固溶化処理された材料を所定の形状に２次加工した後、高温焼鈍を行うと、２次加工時に導入された欠陥を消滅させることができる。また、焼鈍温度から定速徐冷すると、マクロ偏析が低減されたγ相にナノメートルサイズのＭｎリッチ領域とＣｕリッチ領域が形成され、微細な双晶が形成される。この場合、焼鈍温度での保持時間がある一定時間以下であると、Ｍｎの蒸発が抑制される。そのため、従来の方法に比べて高い制振特性が得られる。
さらに、相対的に長時間の固溶化処理を行うことによってＭｎとＣｕのマクロ偏析が低減されるので、制振特性の経時劣化を抑制することができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
本発明に係るＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法は、１次加工工程と、固溶化処理工程と、２次加工工程と、高温焼鈍工程とを備えている。
本発明に係るＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法は、１次加工工程と、固溶化処理工程と、２次加工工程と、高温焼鈍工程とを備えている。
１次加工工程は、Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する工程である。
「Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金」とは、Ｍｎ及びＣｕを必須の成分とする合金であって、熱弾性型マルテンサイト変態を示すものをいう。本発明においてＭｎ−Ｃｕ系制振合金の組成は、特に限定されるものではなく、あらゆる組成のＭｎ−Ｃｕ系制振合金に対して本発明を適用することができる。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金としては、具体的には、
（１） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
（２） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
（３） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％、Ａｌ：２〜５ａｔ％含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
などがある。
「Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金」とは、Ｍｎ及びＣｕを必須の成分とする合金であって、熱弾性型マルテンサイト変態を示すものをいう。本発明においてＭｎ−Ｃｕ系制振合金の組成は、特に限定されるものではなく、あらゆる組成のＭｎ−Ｃｕ系制振合金に対して本発明を適用することができる。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金としては、具体的には、
（１） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
（２） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
（３） Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％、Ａｌ：２〜５ａｔ％含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなるもの、
などがある。
所定の組成に配合され、溶解・鋳造された鋳塊は、まず、１次加工される。１次加工は、鋳塊を最終製品への加工に適した形状を有する半製品（棒材、板材等）に加工するためだけではなく、鋳造組織の破壊、鋳造欠陥の消滅、偏析の解消等を目的として行われる。そのため、１次加工は、主として熱間鍛造、熱間圧延などの熱間加工により行われるが、半製品に仕上げる際に冷間圧延などの冷間加工を行ってもよい。
固溶化処理工程は、１次加工された合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する工程である。
固溶化処理は、主としてＭｎとＣｕのマクロ偏析を解消するために行われる。そのため、固溶化処理は、γ相単相となる温度以上で行う。相対的に短時間でマクロ偏析を解消するためには、固溶化温度は高い方が好ましい。固溶化温度は、具体的には、８００℃以上が好ましく、さらに好ましくは、８５０℃以上、さらに好ましくは、８７０℃以上である。
一方、固溶化温度が高すぎると、液相が生成する。また、固溶化温度が高くなるほど、１次加工で微細化された組織が粗大化する。従って、固溶化温度は、固相線温度以下が好ましい。Ｃｕを２０ａｔ％程度含むＭｎ−Ｃｕ系制振合金の固相線温度は、約１０００℃である。固溶化温度は、さらに好ましくは、９５０℃以下、さらに好ましくは、９２５℃以下である。
固溶化処理は、主としてＭｎとＣｕのマクロ偏析を解消するために行われる。そのため、固溶化処理は、γ相単相となる温度以上で行う。相対的に短時間でマクロ偏析を解消するためには、固溶化温度は高い方が好ましい。固溶化温度は、具体的には、８００℃以上が好ましく、さらに好ましくは、８５０℃以上、さらに好ましくは、８７０℃以上である。
一方、固溶化温度が高すぎると、液相が生成する。また、固溶化温度が高くなるほど、１次加工で微細化された組織が粗大化する。従って、固溶化温度は、固相線温度以下が好ましい。Ｃｕを２０ａｔ％程度含むＭｎ−Ｃｕ系制振合金の固相線温度は、約１０００℃である。固溶化温度は、さらに好ましくは、９５０℃以下、さらに好ましくは、９２５℃以下である。
ＭｎとＣｕのマクロ偏析を解消するためには、固溶化温度での保持時間は、長いほどよい。高い制振特性を得るためには、固溶化温度での保持時間は、４時間以上が好ましい。保持時間は、さらに好ましくは、８時間以上である。また、Ｃの双晶界面や結晶粒界への拡散に起因する制振特性の経時劣化を抑制するためには、保持時間は、８時間以上が好ましい。
一般に、固溶化温度が高くなるほど、短時間でマクロ偏析を低減することができる。また、マクロ偏析が少なくなるほど、損失係数は大きくなる。
例えば、固溶化温度が８５０℃未満である場合において、高い損失係数を得るためには、固溶化温度における保持時間は、８時間以上が好ましい。
また、例えば、固溶化温度が８５０〜９５０℃である場合において、高い損失係数を得るためには、固溶化温度における保持時間は、４時間以上が好ましい。
一般に、固溶化温度が高くなるほど、短時間でマクロ偏析を低減することができる。また、マクロ偏析が少なくなるほど、損失係数は大きくなる。
例えば、固溶化温度が８５０℃未満である場合において、高い損失係数を得るためには、固溶化温度における保持時間は、８時間以上が好ましい。
また、例えば、固溶化温度が８５０〜９５０℃である場合において、高い損失係数を得るためには、固溶化温度における保持時間は、４時間以上が好ましい。
固溶化処理時の雰囲気は、特に限定されるものではなく、不活性雰囲気中（例えば、アルゴン雰囲気中）、還元雰囲気中（例えば、水素雰囲気中）、あるいは大気中のいずれであってもよい。特に、大気中で溶体化処理を行うと、製造コストを低減できるという利点がある。なお、大気中で固溶化処理を行うと、合金表面に酸化被膜が形成されるが、後述する２次加工の際に酸化被膜が除去されるので、制振特性を劣化させることがない。
所定の固溶化温度で所定時間保持した後、合金は冷却される。この時の冷却速度が相対的に遅くなると、冷却時にαＭｎ相が生成するおそれがある。より高い制振特性を得るためには、ナノレベルでの分離を生じさせる必要があるが、αＭｎ相が生じると、制振特性は逆に低下する。また、不必要な徐冷は、製造コストを増大させる原因となる。従って、固溶化温度で保持した後は、空冷以上の冷却速度で急冷するのが好ましい。Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の場合、空冷以上の冷却速度であれば、冷却時の偏析を抑制することができる。冷却方法としては、具体的には、空冷、水冷、油冷、衝風冷却などがある。
２次加工工程は、固溶化処理された合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する工程である。２次加工の際に、必要に応じて固溶化処理の際に合金表面に形成された酸化被膜の除去が行われる。
制振合金は、制振性が要求される機器のネジ、ワッシャー、インシュレータ、台座、バネ、バイトホルダー、軸受などに用いられている。２次加工工程では、これらの最終製品形状まで加工を行ってもよい。また、後述する高温焼鈍工程の条件によっては、表面に酸化被膜が生成したり、あるいは寸法変化を生ずる場合もあるので、精加工仕上げのための削り代を見込んで、最終製品形状より大きめに加工してもよい。
制振合金は、制振性が要求される機器のネジ、ワッシャー、インシュレータ、台座、バネ、バイトホルダー、軸受などに用いられている。２次加工工程では、これらの最終製品形状まで加工を行ってもよい。また、後述する高温焼鈍工程の条件によっては、表面に酸化被膜が生成したり、あるいは寸法変化を生ずる場合もあるので、精加工仕上げのための削り代を見込んで、最終製品形状より大きめに加工してもよい。
高温焼鈍工程は、２次加工された合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する工程である。
高温焼鈍は、２次加工工程において合金内部に導入されたひずみを消滅させるためだけではなく、固溶化処理後の冷却により生じたひずみや固溶化処理で解消されなかった偏析を解消するために行われる。そのため、焼鈍は、γ相単相となる温度以上で行う。相対的に短時間でひずみや偏析を解消するためには、焼鈍温度は高い方が好ましい。焼鈍温度は、具体的には、８００℃以上が好ましく、さらに好ましくは、８５０℃以上、さらに好ましくは、８７０℃以上である。
一方、焼鈍温度が高すぎると、液相が生成する。また、焼鈍温度が高くなるほど、２次加工で微細化された組織が粗大化し、あるいは、合金表面からＭｎが揮発しやすくなる。従って、焼鈍温度は、固相線温度以下が好ましい。焼鈍温度は、さらに好ましくは、９５０℃以下、さらに好ましくは、９２５℃以下である。
高温焼鈍は、２次加工工程において合金内部に導入されたひずみを消滅させるためだけではなく、固溶化処理後の冷却により生じたひずみや固溶化処理で解消されなかった偏析を解消するために行われる。そのため、焼鈍は、γ相単相となる温度以上で行う。相対的に短時間でひずみや偏析を解消するためには、焼鈍温度は高い方が好ましい。焼鈍温度は、具体的には、８００℃以上が好ましく、さらに好ましくは、８５０℃以上、さらに好ましくは、８７０℃以上である。
一方、焼鈍温度が高すぎると、液相が生成する。また、焼鈍温度が高くなるほど、２次加工で微細化された組織が粗大化し、あるいは、合金表面からＭｎが揮発しやすくなる。従って、焼鈍温度は、固相線温度以下が好ましい。焼鈍温度は、さらに好ましくは、９５０℃以下、さらに好ましくは、９２５℃以下である。
焼鈍温度での保持時間が長くなるほど、ひずみや偏析を確実に消滅させることができるが、必要以上に保持すると、合金表面からＭｎが蒸発する。従って、２次加工材が最終製品形状に近くなるほど、焼鈍温度での保持時間を短くするのが好ましい。
例えば、２次加工材に十分な削り代がある場合には、保持時間は、８時間以下が好ましい。保持時間は、さらに好ましくは、４時間以下である。また、２次加工材の削り代が相対的に少ない場合には、保持時間は、４時間以下が好ましく、さらに好ましくは、３時間以下である。
一方、保持時間が短すぎる場合には、ひずみや偏析の除去が不十分となる。従って、保持時間は、０．５時間以上が好ましい。保持時間は、さらに好ましくは、１時間以上である。
例えば、２次加工材に十分な削り代がある場合には、保持時間は、８時間以下が好ましい。保持時間は、さらに好ましくは、４時間以下である。また、２次加工材の削り代が相対的に少ない場合には、保持時間は、４時間以下が好ましく、さらに好ましくは、３時間以下である。
一方、保持時間が短すぎる場合には、ひずみや偏析の除去が不十分となる。従って、保持時間は、０．５時間以上が好ましい。保持時間は、さらに好ましくは、１時間以上である。
焼鈍時の雰囲気は、不活性雰囲気（例えば、アルゴン雰囲気、窒素雰囲気）、又は還元雰囲気（例えば、水素雰囲気）が好ましい。最終製品形状に近い状態まで加工した後に大気中で焼鈍を行うと、表面に酸化被膜が形成されるので好ましくない。
所定の焼鈍温度で所定時間保持した後、合金は定速徐冷される。「定速徐冷」とは、冷却速度を一定に保ちながら冷却することをいう。高温に加熱された合金を放冷すると、一般に高温域では冷却速度が速く、低温になるほど冷却速度は低下する。Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金をγ相領域から徐冷する場合において、冷却速度にばらつきがあると、
（１）ナノメートルサイズの双晶形成が不充分となる、
（２）熱膨張によるひずみが残留する、
（３）双晶形成に寄与しない「αＭｎ相」が生成しやすくなる、
等の問題が生ずる場合がある。
これに対し、定速徐冷を行うと、ひずみの残留やαＭｎ相の生成を生じさせることなく、ナノメートルサイズの双晶形成を十分に行うことができる。
（１）ナノメートルサイズの双晶形成が不充分となる、
（２）熱膨張によるひずみが残留する、
（３）双晶形成に寄与しない「αＭｎ相」が生成しやすくなる、
等の問題が生ずる場合がある。
これに対し、定速徐冷を行うと、ひずみの残留やαＭｎ相の生成を生じさせることなく、ナノメートルサイズの双晶形成を十分に行うことができる。
一般に、定速徐冷速度が速くなるほど、双晶形成に寄与しないαＭｎ相の生成を回避しやすくなる。このような効果を得るためには、定速徐冷速度は、０．８５℃／分以上が好ましい。定速徐冷速度は、さらに好ましくは、１．３３℃／分以上である。
一方、定速徐冷速度が速くなりすぎると、合金内部にひずみが発生する。従って、定速徐冷速度は、１．６５℃／分以下が好ましい。定速徐冷速度は、さらに好ましくは、１．６０℃／分以下である。
一方、定速徐冷速度が速くなりすぎると、合金内部にひずみが発生する。従って、定速徐冷速度は、１．６５℃／分以下が好ましい。定速徐冷速度は、さらに好ましくは、１．６０℃／分以下である。
定速徐冷は、合金鋼の温度が室温に達するまで行っても良いが、合金の温度が２５０〜４５０℃の範囲になるまで定速徐冷を行い、それ以下の温度を急冷してもよい（急冷工程）。
定速徐冷後に急冷すると、αＭｎ相の生成を抑制することができる。このような効果を得るためには、定速徐冷終了温度は、２５０℃以上が好ましい。定速徐冷終了温度は、さらに好ましくは、２７５℃以上、さらに好ましくは、３００℃以上である。
一方、定速徐冷終了温度が高くなりすぎると、残留ひずみが大きくなり、充分な制振特性が得られない。従って、定速徐冷終了温度は、４５０℃以下が好ましい。定速徐冷終了温度は、さらに好ましくは、４００℃以下、さらに好ましくは、３５０℃以下である。
また、急冷時の冷却速度が大きくなるほど、αＭｎ相の生成を抑制することができる。このような効果を得るためには、冷却速度は、１０℃／分以上が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、２０℃／分以上である。なお、冷却方法としては、衝風冷却があり、より高速冷却をする場合は、水冷及び油冷を行う。
定速徐冷後に急冷すると、αＭｎ相の生成を抑制することができる。このような効果を得るためには、定速徐冷終了温度は、２５０℃以上が好ましい。定速徐冷終了温度は、さらに好ましくは、２７５℃以上、さらに好ましくは、３００℃以上である。
一方、定速徐冷終了温度が高くなりすぎると、残留ひずみが大きくなり、充分な制振特性が得られない。従って、定速徐冷終了温度は、４５０℃以下が好ましい。定速徐冷終了温度は、さらに好ましくは、４００℃以下、さらに好ましくは、３５０℃以下である。
また、急冷時の冷却速度が大きくなるほど、αＭｎ相の生成を抑制することができる。このような効果を得るためには、冷却速度は、１０℃／分以上が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、２０℃／分以上である。なお、冷却方法としては、衝風冷却があり、より高速冷却をする場合は、水冷及び油冷を行う。
定速徐冷又は定速徐冷＋急冷後の材料は、そのまま最終製品として使用しても良く、あるいは、焼鈍時に生成した酸化被膜の除去、寸法変化の矯正、Ｍｎの蒸発により生じた表面変質層の除去、等を目的とする精仕上げ加工を行ってもよい。
次に、本発明に係るＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法の作用について説明する。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の制振特性を発揮させるためには、合金をγ相単相とした後、γ相にナノメートルサイズのＭｎリッチ領域とＣｕリッチ領域を形成させるための熱処理が必要である。従来、この種の熱処理は、最終製品形状又はこれに近い形状まで合金を加工した後に行うのが一般的であった。
しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、マクロ偏析が生じやすいので、γ相領域での加熱時間が相対的に短いと、マクロ偏析がそのまま残り、制振特性が低下する。一方、マクロ偏析を解消するためにγ相領域で長時間保持すると、合金表面からＭｎが蒸発し、制振特性が低下する。そのため、従来の熱処理方法では、本質的に高い制振特性を有する組成であっても、その特性を十分に引き出すことができなかった。
Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金の制振特性を発揮させるためには、合金をγ相単相とした後、γ相にナノメートルサイズのＭｎリッチ領域とＣｕリッチ領域を形成させるための熱処理が必要である。従来、この種の熱処理は、最終製品形状又はこれに近い形状まで合金を加工した後に行うのが一般的であった。
しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、マクロ偏析が生じやすいので、γ相領域での加熱時間が相対的に短いと、マクロ偏析がそのまま残り、制振特性が低下する。一方、マクロ偏析を解消するためにγ相領域で長時間保持すると、合金表面からＭｎが蒸発し、制振特性が低下する。そのため、従来の熱処理方法では、本質的に高い制振特性を有する組成であっても、その特性を十分に引き出すことができなかった。
これに対し、鋳塊を半製品に１次加工した後、相対的に長時間の固溶化処理を行うと、合金内部のマクロ偏析を確実に低減することができる。また、半製品の状態で熱処理が行われるので、Ｍｎの蒸発に起因する制振特性の低下の影響は少ない。
次に、固溶化処理後の材料を２次加工した後、所定の温度で焼鈍すると、固溶化処理後の冷却時に生じたひずみや偏析、及び２次加工時に生じたひずみを消滅させることができる。また、焼鈍温度への保持時間を必要最小限とすると、Ｍｎの蒸発を最小限に抑制することができる。そのため、従来の方法に比べて、高い制振特性が得られる。
さらに、焼鈍温度から徐冷する際に定速徐冷を行うと、制振特性がさらに向上する。これは、ひずみの残留とαＭｎ相の生成を回避しながら、微細な双晶を発生させることができるためと考えられる。また、所定の温度まで定速徐冷を行い、それ以下の温度を急冷すると、制振特性がさらに向上する。これは、急冷によってαＭｎ相の生成が抑制されるためと考えられる。
次に、固溶化処理後の材料を２次加工した後、所定の温度で焼鈍すると、固溶化処理後の冷却時に生じたひずみや偏析、及び２次加工時に生じたひずみを消滅させることができる。また、焼鈍温度への保持時間を必要最小限とすると、Ｍｎの蒸発を最小限に抑制することができる。そのため、従来の方法に比べて、高い制振特性が得られる。
さらに、焼鈍温度から徐冷する際に定速徐冷を行うと、制振特性がさらに向上する。これは、ひずみの残留とαＭｎ相の生成を回避しながら、微細な双晶を発生させることができるためと考えられる。また、所定の温度まで定速徐冷を行い、それ以下の温度を急冷すると、制振特性がさらに向上する。これは、急冷によってαＭｎ相の生成が抑制されるためと考えられる。
また、所定の条件下で熱処理されたＭｎ−Ｃｕ系制振合金を長期間使用すると、制振特性は、経時劣化する。これは、以下の理由によると考えられる。
すなわち、ＭｎとＣｕは偏析しやすいので、マクロなＭｎリッチ領域と、マクロなＣｕリッチ領域が生成しやすい。一方、材料中には不可避的にＣ（通常、０．０１％以下）が含まれているが、ＣはＣｕに対する室温での固溶限は０％である。そのため、マクロなＣｕリッチ領域に含まれるＣは、室温での拡散によって双晶界面又は結晶粒界へ押し出されると考えられる。この双晶界面又は結晶粒界に押し出された析出物は、外力に応じた双晶の移動を妨げ、減衰特性の低下を引き起こしていると考えられる。
これに対し、相対的に長時間の溶体化処理を行うと、制振特性の経時劣化が抑制される。これは、長時間の溶体化処理によってマクロなＣｕリッチ領域が低減し、Ｃｕリッチ領域に含まれるＣの双晶界面又は結晶粒界への析出が抑制されるためと考えられる。
すなわち、ＭｎとＣｕは偏析しやすいので、マクロなＭｎリッチ領域と、マクロなＣｕリッチ領域が生成しやすい。一方、材料中には不可避的にＣ（通常、０．０１％以下）が含まれているが、ＣはＣｕに対する室温での固溶限は０％である。そのため、マクロなＣｕリッチ領域に含まれるＣは、室温での拡散によって双晶界面又は結晶粒界へ押し出されると考えられる。この双晶界面又は結晶粒界に押し出された析出物は、外力に応じた双晶の移動を妨げ、減衰特性の低下を引き起こしていると考えられる。
これに対し、相対的に長時間の溶体化処理を行うと、制振特性の経時劣化が抑制される。これは、長時間の溶体化処理によってマクロなＣｕリッチ領域が低減し、Ｃｕリッチ領域に含まれるＣの双晶界面又は結晶粒界への析出が抑制されるためと考えられる。
（実施例１〜４３）
［１． 試験片の作製］
表１に示す組成を有する合金Ａ〜Ｅを溶解、鋳造した。得られた鋳塊を直径５５ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。さらに、棒材を、アルゴン（実施例１７）、窒素（実施例１８）、又は大気中（実施例１〜１６、１９〜４３）において、固溶化温度：８２０〜９２５℃、保持時間：１〜２４時間で固溶化処理した。所定時間の保持時間が経過した後、棒材を、油冷（実施例１４）、空冷（実施例１５）、又は水冷（実施例１〜１３、１６〜４３）した。
次に、棒材を厚さ１０ｍｍ×幅３０〜４０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの形状を有する２次加工材に切断・機械加工した。次いで、これを水素雰囲気又は不活性雰囲気中において、温度：８７５〜９５０℃、保持時間：０．５〜１６時間で高温焼鈍した。所定の保持時間が経過した後、２次加工材を１．５℃／分で定速徐冷した。さらに、実施例３６を除き、温度が２５０〜４５０℃になったところで、２次加工材を１００℃以下まで急冷した。得られた２次加工材から、放電加工により、厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの試験片を切り出した。
［１． 試験片の作製］
表１に示す組成を有する合金Ａ〜Ｅを溶解、鋳造した。得られた鋳塊を直径５５ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。さらに、棒材を、アルゴン（実施例１７）、窒素（実施例１８）、又は大気中（実施例１〜１６、１９〜４３）において、固溶化温度：８２０〜９２５℃、保持時間：１〜２４時間で固溶化処理した。所定時間の保持時間が経過した後、棒材を、油冷（実施例１４）、空冷（実施例１５）、又は水冷（実施例１〜１３、１６〜４３）した。
次に、棒材を厚さ１０ｍｍ×幅３０〜４０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの形状を有する２次加工材に切断・機械加工した。次いで、これを水素雰囲気又は不活性雰囲気中において、温度：８７５〜９５０℃、保持時間：０．５〜１６時間で高温焼鈍した。所定の保持時間が経過した後、２次加工材を１．５℃／分で定速徐冷した。さらに、実施例３６を除き、温度が２５０〜４５０℃になったところで、２次加工材を１００℃以下まで急冷した。得られた２次加工材から、放電加工により、厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの試験片を切り出した。
［２． 試験方法］
熱処理後０．２５ヶ月経過した試験片を用いて、「ＪＩＳ Ｇ０６０２」に準拠した中央加振法による減衰特性を測定した。まず、試験片の１次共振周波数を測定し、その周波数において振幅ひずみが１×１０-3となるバースト正弦波を加振した場合の振動減衰波形を測定する。次に、得られた減衰波形をフーリエ変換し、周波数分布を求め、半値幅法により、ピーク高さが半分となる範囲Δｆとピーク周波数ｆ０により損失係数＝Δｆ／(１．７３２ｆ０)を求めた。なお、加振にはＥＭＩＣ社製の電磁型加振器を用い、振幅ひずみの測定には小野測器社製のＣＦ−５２００型ＦＦＴアナライザーを用いた。また、損失係数の劣化率は、０．２５ヶ月経過後の損失係数の値に対する６ヶ月経過後の損失係数の減少率で計算した。
また、各試料について、ＥＰＭＡにより面分析を行い、面積率を求めた。なお、「面積率（％）」とは、面分析を行った視野を微少領域に区画し、区画された微少領域ごとにＣｕ濃度を求め、ヒストグラムにしたときのピーク値（換言すれば、測定視野の総面積（Ｓ0）に対するＣｕ濃度が最頻値である微少領域の面積の総和（Ｓ）の割合（Ｓ×１００／Ｓ0））をいう。なお、Ｃｕ濃度の区切りは５％間隔である。面積率が高いことは、Ｃｕのマクロ偏析及びＭｎのマクロ偏析が少ないことを示す。
熱処理後０．２５ヶ月経過した試験片を用いて、「ＪＩＳ Ｇ０６０２」に準拠した中央加振法による減衰特性を測定した。まず、試験片の１次共振周波数を測定し、その周波数において振幅ひずみが１×１０-3となるバースト正弦波を加振した場合の振動減衰波形を測定する。次に、得られた減衰波形をフーリエ変換し、周波数分布を求め、半値幅法により、ピーク高さが半分となる範囲Δｆとピーク周波数ｆ０により損失係数＝Δｆ／(１．７３２ｆ０)を求めた。なお、加振にはＥＭＩＣ社製の電磁型加振器を用い、振幅ひずみの測定には小野測器社製のＣＦ−５２００型ＦＦＴアナライザーを用いた。また、損失係数の劣化率は、０．２５ヶ月経過後の損失係数の値に対する６ヶ月経過後の損失係数の減少率で計算した。
また、各試料について、ＥＰＭＡにより面分析を行い、面積率を求めた。なお、「面積率（％）」とは、面分析を行った視野を微少領域に区画し、区画された微少領域ごとにＣｕ濃度を求め、ヒストグラムにしたときのピーク値（換言すれば、測定視野の総面積（Ｓ0）に対するＣｕ濃度が最頻値である微少領域の面積の総和（Ｓ）の割合（Ｓ×１００／Ｓ0））をいう。なお、Ｃｕ濃度の区切りは５％間隔である。面積率が高いことは、Ｃｕのマクロ偏析及びＭｎのマクロ偏析が少ないことを示す。
［３． 評価（１）： 固溶化処理条件の影響］
表２に、固溶化処理条件の異なる合金Ａの面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を示す（実施例１〜１８）。表２より、以下のことがわかる。
（１） 固溶化処理時間が長くなるほど、面積率が大きくなり、小さな損失係数の劣化率、大きな損失係数が得られる（実施例１〜６）。
（２） 固溶化処理温度が高くなるほど、面積率が大きくなり、概して小さな損失係数の劣化率と大きな損失係数が得られる（実施例７〜１０、実施例１１〜１２）。
（３） 固溶化処理後の冷却方法が異なっても、面積率、損失係数の劣化率、損失係数は、ほぼ同等である（実施例１３〜１５）。
（４） 固溶化処理時の雰囲気が異なっても、面積率、劣化率、損失係数は、ほぼ同等である（実施例１６〜１８）。
表２に、固溶化処理条件の異なる合金Ａの面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を示す（実施例１〜１８）。表２より、以下のことがわかる。
（１） 固溶化処理時間が長くなるほど、面積率が大きくなり、小さな損失係数の劣化率、大きな損失係数が得られる（実施例１〜６）。
（２） 固溶化処理温度が高くなるほど、面積率が大きくなり、概して小さな損失係数の劣化率と大きな損失係数が得られる（実施例７〜１０、実施例１１〜１２）。
（３） 固溶化処理後の冷却方法が異なっても、面積率、損失係数の劣化率、損失係数は、ほぼ同等である（実施例１３〜１５）。
（４） 固溶化処理時の雰囲気が異なっても、面積率、劣化率、損失係数は、ほぼ同等である（実施例１６〜１８）。
［４． 評価（２）： 高温焼鈍条件の影響］
表３に、高温焼鈍条件の異なる合金Ａの面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を示す（実施例１９〜３９）。表３より、以下のことがわかる。
（１） 保持時間が一定（３Ｈｒ）である場合、焼鈍温度が約９００℃の時に損失係数は最大になる。焼鈍温度が相対的に低い場合において損失係数が低下するのは、固溶化処理後の急冷時に生じたひずみの除去が不十分となるためと考えられる。また、焼鈍温度が相対的に高い場合において損失係数が低下するのは、結晶粒が粗大化し、あるいは試料表面からのＭｎ蒸発量が多かったためと考えられる（実施例１９〜２２）。
（２） 焼鈍温度９００℃における保持時間が２〜４時間であるときに最大の損失係数が得られ、保持時間がそれより長く又は短くなると、損失係数はかえって低下する（実施例２３〜３０）。
（３） 定速徐冷後の急冷開始温度が３５０℃であるときに最大の損失係数が得られる（実施例３１〜３５）。
（４） 定速徐冷後に急冷を行わなかった場合（実施例３６）でも、相対的に高い損失係数が得られるが、定速徐冷後に急冷すると、損失係数は、さらに向上する。
（５） 焼鈍時の雰囲気が窒素雰囲気又はアルゴン雰囲気である場合（実施例３７〜３９）の損失係数は、水素雰囲気である時とほぼ同等になる。
表３に、高温焼鈍条件の異なる合金Ａの面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を示す（実施例１９〜３９）。表３より、以下のことがわかる。
（１） 保持時間が一定（３Ｈｒ）である場合、焼鈍温度が約９００℃の時に損失係数は最大になる。焼鈍温度が相対的に低い場合において損失係数が低下するのは、固溶化処理後の急冷時に生じたひずみの除去が不十分となるためと考えられる。また、焼鈍温度が相対的に高い場合において損失係数が低下するのは、結晶粒が粗大化し、あるいは試料表面からのＭｎ蒸発量が多かったためと考えられる（実施例１９〜２２）。
（２） 焼鈍温度９００℃における保持時間が２〜４時間であるときに最大の損失係数が得られ、保持時間がそれより長く又は短くなると、損失係数はかえって低下する（実施例２３〜３０）。
（３） 定速徐冷後の急冷開始温度が３５０℃であるときに最大の損失係数が得られる（実施例３１〜３５）。
（４） 定速徐冷後に急冷を行わなかった場合（実施例３６）でも、相対的に高い損失係数が得られるが、定速徐冷後に急冷すると、損失係数は、さらに向上する。
（５） 焼鈍時の雰囲気が窒素雰囲気又はアルゴン雰囲気である場合（実施例３７〜３９）の損失係数は、水素雰囲気である時とほぼ同等になる。
［５． 評価（３）： 合金組成］
表４に、合金Ｂ〜Ｅの面積率、損失係数及び損失係数の劣化率を示す（実施例４０〜４３）。表４より、合金組成によらず、本発明に係る方法により高い面積率、高い損失係数及び低い劣化率が得られることがわかる。
表４に、合金Ｂ〜Ｅの面積率、損失係数及び損失係数の劣化率を示す（実施例４０〜４３）。表４より、合金組成によらず、本発明に係る方法により高い面積率、高い損失係数及び低い劣化率が得られることがわかる。
（比較例１〜４）
［１． 試験片の作製］
高温焼鈍のみを行い、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例１）また、固溶化処理のみを行い、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例２）。固溶化処理温度を７７０℃とし、実施例４と同一条件で、試験片を作製した（比較例３）。また、焼鈍温度を７７０℃とし、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例４）。
［１． 試験片の作製］
高温焼鈍のみを行い、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例１）また、固溶化処理のみを行い、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例２）。固溶化処理温度を７７０℃とし、実施例４と同一条件で、試験片を作製した（比較例３）。また、焼鈍温度を７７０℃とし、実施例４と同一条件下で、試験片を作製した（比較例４）。
［２． 評価］
得られた試料について、実施例４と同一条件下で面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を測定した。表５に、その結果及び処理条件を示す。
比較例１の損失係数は０．１２であり、実施例４より低い。これは、固溶化処理を行わなかったために、Ｃｕ及びＭｎのマクロ偏析が残存していたためと考えられる。また、比較例２の損失係数は０．０１であり、実施例４より大幅に低下した。これは、固溶化処理後に急冷しており、かつ高温焼鈍を行わなかったために、双晶が形成されなかったためと考えられる。
また、比較例３は、実施例４と比較して損失係数の劣化率が大きい。比較例３においては、固溶化処理温度が低かったため、ＭｎとＣｕのマクロ偏析が残存し、合金中に不可避的に含まれるＣが双晶界面又は結晶粒界へ拡散したため劣化率が大きくなったと考えられる。また、実施例４においては、Ｃｕのマクロ偏析を軽減することによって、合金中に不可避的に含まれるＣの双晶界面又は結晶粒界への偏析が抑制されたためと考えられる。また、比較例４は、損失係数が小さい。これは、焼鈍温度が低かったため、固溶化処理後の急冷時に発生したひずみが十分除去されなかったためと考えられる。
得られた試料について、実施例４と同一条件下で面積率、損失係数、及び損失係数の劣化率を測定した。表５に、その結果及び処理条件を示す。
比較例１の損失係数は０．１２であり、実施例４より低い。これは、固溶化処理を行わなかったために、Ｃｕ及びＭｎのマクロ偏析が残存していたためと考えられる。また、比較例２の損失係数は０．０１であり、実施例４より大幅に低下した。これは、固溶化処理後に急冷しており、かつ高温焼鈍を行わなかったために、双晶が形成されなかったためと考えられる。
また、比較例３は、実施例４と比較して損失係数の劣化率が大きい。比較例３においては、固溶化処理温度が低かったため、ＭｎとＣｕのマクロ偏析が残存し、合金中に不可避的に含まれるＣが双晶界面又は結晶粒界へ拡散したため劣化率が大きくなったと考えられる。また、実施例４においては、Ｃｕのマクロ偏析を軽減することによって、合金中に不可避的に含まれるＣの双晶界面又は結晶粒界への偏析が抑制されたためと考えられる。また、比較例４は、損失係数が小さい。これは、焼鈍温度が低かったため、固溶化処理後の急冷時に発生したひずみが十分除去されなかったためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法は、制振特性が要求される機器に用いられる各種の部品（例えば、ネジ、ワッシャー、インシュレータ、台座、バネ、バイトホルダー、軸受など）の製造方法として用いることができる。
Claims (9)
- Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金からなる鋳塊を１次加工する１次加工工程と、
１次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の固溶化温度に加熱し、次いで空冷以上の冷却速度で急冷する固溶化処理工程と、
固溶化処理された前記合金を最終製品形状又はこれより大きい形状まで２次加工する２次加工工程と、
２次加工された前記合金を８００℃以上固相線温度以下の焼鈍温度に加熱し、次いで０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷する高温焼鈍工程と
を備えたＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。 - 前記固溶化処理工程は、前記固溶化温度における保持時間が４時間以上である請求項１に記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記固溶化処理工程は、大気中において前記合金の加熱を行うものである請求項１又は２に記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記高温焼鈍工程は、前記焼鈍温度における保持時間が０．５時間以上８時間以下である請求項１から３までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記高温焼鈍工程は、前記合金を加熱した後、前記合金の温度が２５０〜４５０℃の範囲に入るまで前記定速徐冷を行うものであり、
前記高温焼鈍工程の後に、１０℃／分以上の冷却速度で前記合金を急冷する急冷工程をさらに備えた請求項１から４までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。 - 前記高温焼鈍工程は、不活性雰囲気中又は還元雰囲気中において前記合金の加熱を行うものである請求項１から５までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金は、Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなる請求項１から６までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金は、Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％を含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなる請求項１から６までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
- 前記Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金は、Ｃｕ：１５〜２５ａｔ％、Ｎｉ：２〜８ａｔ％、Ｆｅ：１〜３ａｔ％、Ａｌ：２〜５ａｔ％含み、残部がＭｎ及び不可避的不純物からなる請求項１から６までのいずれかに記載のＭｎ−Ｃｕ系制振合金の製造方法。
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