JP2008240035A - Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温下で長時間保持された後でも、制振特性や強度に悪影響が少なく、安定した特性を示すＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金を提供する。
【解決手段】本発明の制振合金は、全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。
上記の合金組成をもつ制振合金は、制振特性に優れるとともに強度が高く、高温で長時間保持された後も、初期の制振特性と強度が低下しにくい。Ａｌを主成分とし、ＺｎとともにＭｇを適切な含有量で含むことで、微細な金属組織が得られ、長時間高温にさらされても制振特性や強度の発現に十分な界面の面積が確保されるためである。
【選択図】図１

Description

本発明は、優れた振動減衰能をもつ制振合金に関するものである。

振動が原因となって発生する技術的な問題は、分野を問わず存在する。たとえば、振動による金属材料の疲労破壊、測定器の精度悪化、電気部品や回路基板の振動により発生する電気ノイズ、等が挙げられる。工作機械では、振動は、加工精度を悪化させるとともに工具寿命を縮める原因となることが知られている。また、振動は、騒音の発生にもつながるため、機能維持のみならず生活快適性の面でも、振動を低減する対策は重要である。

振動対策として、振動源の剛性を高めたり、ダンパシステムを設けて振動を抑制したり、といった手法がある。しかしながら、これらの手法には設計やコストの面で限界があり、構造物の種類によっては採用しにくい場合もある。そのため、構造物への直接的な制振対策である制振材料の使用は、ますます重要視される。制振材料の中でも、特に、制振性能とともに、優れた強度や剛性などをもつ制振合金は、制振材料の一種として幅広い分野での応用が期待される。

制振合金の一例として、特許文献１には、亜鉛を含むアルミニウム基吸振合金（Ａｌ−Ｚｎ合金）が開示されている。Ａｌ−Ｚｎ合金は、強度が高く靱性のある母相中に、比較的軟らかい第二相が微細に分散した金属組織をもつ。母相と第二相との塑性変形による応力−歪曲線のヒステリシスや母相と第二相との界面におけるすべりなどにより、振動エネルギーが消費され、振動が減衰される。そのため、制振合金の制振特性を向上させる一手段として、界面の面積を増加させることが考えられる。

界面の面積を増加させることを目的として、従来のＡｌ−Ｚｎ合金に、さらに種々の元素の添加が試みられている。たとえば、特許文献２には、ケイ素（Ｓｉ）、さらに必要に応じて希土類元素、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）およびホウ素（Ｂ）のうちの１以上を含むアルミニウム合金が開示されている。Ｓｉ相を晶出させることで、Ｓｉ相の界面が振動を吸収するため、アルミニウム合金の制振特性が向上する。また、特許文献３には、ＡｌおよびＺｎを主成分とし、さらに種々の金属元素を複合添加したＡｌ−Ｚｎ合金が開示されている。Ａｌ、Ｚｎおよび金属元素を適切な配合量とすることで、微細な組織を得ている。
特開昭５９−１６２２４３号公報 特開平２−１７３２３８号公報 特開２００１−４９３７１号公報

ところが、従来のＡｌ−Ｚｎ合金を高温で長時間保持すると、制振特性とともに強度が低下する。これは、１００℃程度で生じる拡散により、母相中に分散して存在する第二相が結晶成長するためである。第二相が成長することで、母相と第二相との界面の面積が減少して制振特性が低下するとともに、転位の移動に対する抵抗作用が減少して強度も低下する。

本発明は、上記の問題点に鑑み、高温下で長時間保持された後でも、制振特性や強度に悪影響が少なく、安定した特性を示すＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金を提供することを目的とする。また、そのＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金からなる鋳物の製造方法を提供することを目的とする。

本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金は、全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。

本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金は、α相内に、β相およびＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散して析出した組織を有するのが好ましい。なお、α相とは主成分がＡｌである面心立方格子の結晶組織をいい、β相とは主成分がＺｎである六方稠密格子の結晶組織である。前記Ｚｎ−Ｍｇ系化合物は、ＭｇＺｎ_２であるとよい。

また、本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法は、本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金からなる鋳物の製造方法である。本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法は、
全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
を含むことを特徴とする。

本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法は、前記凝固工程の後で得られた合金を均質化処理する均質化処理工程を含むとよい。また、本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法は、前記凝固工程の後で得られた合金を溶体化処理する溶体化処理工程を含んでもよい。

上記の合金組成をもつ本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金（以下、単に「制振合金」と略記）は、制振特性に優れるとともに強度が高く、高温で長時間保持された後も、初期の制振特性と強度が低下しにくい。Ａｌを主成分とし、ＺｎとともにＭｇを適切な含有量で含むことで、微細な金属組織が得られ、長時間高温にさらされても制振特性や強度の発現に十分な界面の面積が確保されるためである。また、本発明の制振合金は、加工性にも優れる。

本発明の制振合金は、α相内に、β相およびＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散した組織を有するのが好ましい。α相内に、β相とともにＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散して存在することで、界面の面積が十分に確保される。また、Ｚｎ−Ｍｇ系化合物の存在により、高温で長時間保持されてもβ相が成長しにくくなるため、もしくは、β相が成長してもＺｎ−Ｍｇ系化合物の界面が存在するため、初期の制振特性と強度が保たれると考えられる。

また、本発明の制振合金からなる鋳物の製造方法において、凝固した合金に均質化処理を施すことで、優れた加工性を有する制振合金鋳物が得られる。あるいは、溶体化処理を施すことで、高い制振特性と強度を有する制振合金鋳物が得られる。

以下に、本発明を実施するための最良の形態を説明する。

本発明の制振合金は、亜鉛（Ｚｎ）とマグネシウム（Ｍｇ）とを含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなり、必要に応じて、ジルコニウム（Ｚｒ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）等を含んでもよい。

本発明の制振合金は、全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下のＺｎを含む。Ｚｎの含有量が８質量％未満であると、α相内に分散するβ相およびＺｎ−Ｍｇ系化合物が十分に形成されず、制振材料に求められる程度の制振特性が得られない。好ましいＺｎの含有量は、１８質量％以上さらには２８質量％以上である。Ｚｎの含有量が多い程、硬さが増加する傾向にあるが、初期の硬さが高くても高温で長時間保持された後の硬さが低下する傾向にある。特に、４２質量％を超えると、硬さの低下は顕著となる。したがって、好ましいＺｎの含有量は、３２質量％以下さらには２２質量％以下である。

また、本発明の制振合金は、全体を１００質量％としたときに、０．３質量％以上３質量％以下のＭｇを含む。Ｍｇの含有量が０．３質量％未満では、金属組織の形成にＭｇが十分に寄与しないため、制振材料に求められる程度の制振特性が表れない。また、Ｍｇの含有量が０．３質量％未満では、高温で長時間保持された後の硬さが大きく低下する。好ましいＭｇの含有量は、０．８質量％以上さらには１．８質量％以上である。一方、Ｍｇの含有量が３質量％を超えると、Ｚｎ−Ｍｇ系化合物の体積率の増加により加工性が低下する。好ましいＭｇの含有量は、２．２質量％以下さらには１．５質量％以下である。

また、本発明の制振合金は、Ｚｒ、ＣｒおよびＭｎから選ばれるいずれか一種以上を含んでもよい。これらの元素を添加することで、金属組織の粗大化を抑制する効果がある。本発明の制振合金全体を１００質量％としたときに、Ｚｒであれば０．５質量％以下さらには０．０５質量％以上０．２質量％以下、Ｃｒであれば０．５質量％以下さらには０．０５質量％以上０．２質量％以下、Ｍｎであれば０．５質量％以下さらには０．０５質量％以上０．４質量％以下添加するとよい。

以上のような組成を有する本発明の制振合金は、制振材料に求められる程度の制振特性を有する。制振材料に求められる程度の制振特性とは、使用条件により異なるが、あえて規定するならば、室温での損失係数が０．０１以上さらには０．０１２以上、０．０１５以上であるのが好ましい。なお、損失係数は、制振特性に関わる個々の材料に固有の基本量であって、貯蔵弾性係数（Ｇ’）と損失弾性係数（Ｇ”）の比、Ｇ”／Ｇ’で表される。損失係数は材料の減衰能を示し、値が大きい程、振動エネルギーが吸収されやすい。

また、上記の組成を有する本発明の制振合金は、高温で長時間保持されても、その特性が劣化しにくい。具体的には、本発明の制振合金を１００℃で４８時間保持した後の損失係数が、０．０１以上さらには０．０１２以上、０．０１５以上であるのが好ましい。

また、本発明の制振合金を１００℃で４８時間保持した後の合金の硬さ（Ｘ_１）が、ビッカース硬さでＨｖ１００以上さらには１１０以上、１２０以上、本発明の制振合金を１００℃で４８時間保持前の硬さ（Ｘ_０）が、ビッカース硬さでＨｖ８０以上さらに９０以上、１００以上、であるのが好ましい。本発明の制振合金を１００℃で４８時間保持する前後の硬さの変化量（Ｘ_１０＝Ｘ_１−Ｘ_０）は、−４０以上（減少量で４０以下）さらには−２０以上（減少量で２０以下）、０以上（減少しない）であるのが好ましい。さらに、その際の硬さの変化率（｜Ｘ_１０｜／Ｘ_０×１００）は、５０％以下さらには４０％以下、３０％以下であるのが好ましく、特に、減少率（Ｘ_０＞Ｘ_１の場合）は、３０％以下さらには２５％以下、２０％以下であるのが好ましい。なお、これらの数値は、全て室温にて測定した値である。

本発明の制振合金は、α相内に、β相およびＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散した組織を有するとよい。Ｚｎ−Ｍｇ系化合物とは、たとえば、ＭｇＺｎ_２である。α相内に、β相とともにＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散して析出することで、高温で長時間保持された後の制振特性や硬さの低下が抑制される。ただし、Ｚｎの含有量が十分でないとβ相が析出しにくく、Ｚｎおよび／またはＭｇの含有量が十分でないとＺｎ−Ｍｇ系化合物が析出しにくく、所望の制振特性や硬さをもつ制振合金が得られない。このとき、α相の平均結晶粒径は、１０〜５００μｍであるとよい。β相は、α相の結晶粒内でまだら構造を形成するとよい。また、Ｚｎ−Ｍｇ系化合物は、細くて１〜５０μｍ程度の長さでα相の結晶粒内に析出するとよい。

また、本発明の制振合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金）鋳物の製造方法は、以上詳説した本発明の制振合金からなる鋳物の製造方法である。すなわち、本発明の制振合金鋳物の製造方法は、注湯工程と凝固工程とを含み、注湯工程は、全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下のＺｎと、０．３質量％以上３質量％以下のＭｇと、を含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する工程、凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程、である。

本発明の制振合金鋳物は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでもよい。また、鋳造に使用される鋳型も砂型、金型等を問わない。凝固工程における凝固速度（冷却速度）にも特に限定はないが、制振特性の発現に望ましい微細な組織が形成される程度の凝固速度を金型のサイズに応じて適宜選択すればよい。なお、一般的な凝固速度で凝固させれば、制振材料に求められる程度の制振特性が発現される微細な金属組織が得られる。

本発明の制振合金鋳物の製造方法は、さらに、凝固工程の後で得られた合金を均質化処理する均質化処理工程を含むのが望ましい。均質化処理は、合金元素の分布や組織の均一化、内部応力の除去等を図り、凝固工程で得られた合金の加工性、たとえば熱間圧延性の向上に効果がある。均質化処理の条件は特に限定はないが、処理温度が３００℃未満では充分な効果が得られず、一方４００℃を越えれば制振特性や硬さが低下するおそれがあるため望ましくない。また、処理時間が１時間未満では充分な効果が得られず、２４時間を越えると効果が飽和する。したがって、均質化処理は、３００〜４００℃で１〜２４時間の条件で行うのが望ましい。

また、本発明の制振合金鋳物の製造方法は、さらに、凝固工程の後で得られた合金を溶体化処理する溶体化処理工程を含むのが望ましい。合金を均一固溶体範囲の温度に加熱して合金元素を固溶させて急冷することで、凝固工程で得られた合金の強度が向上する。均質化処理の条件は特に限定はないが、処理温度が３００℃未満では充分な効果が得られず、一方４００℃を越えれば制振特性や硬さが低下するおそれがあるため望ましくない。また、処理時間が０．１時間未満では充分な効果が得られず、２時間を越えると効果が飽和する。したがって、溶体化処理は、３００〜４００℃で０．１〜２時間の条件で行うのが望ましい。

以上説明した本発明の制振合金は、高温で長時間保持されても、振動特性や強度が低下しにくいため、制振材料としての応用範囲が広がる。そのため、宇宙、軍事、航空の分野をはじめとし、自動車、電気機器など、幅広い分野で用いることができる。また、本発明の制振合金からなる部材は、従来の制振合金と同様に、ＣＤプレーヤー等のベースやハウジング、フロッピーディスクのヘッドケース、自動車のミッションケース、カバー類、シリンダー等、電子機器、ＯＡ機器、自動車部品および精密機械部品など、制振対策を必要とする用途に好適に用いることができるが、特に、その温度に対する制振特性および硬さの安定性を生かして、シリンダーヘッドガスケット、シリンダーヘッドカバー、エアクリーナーケース、オルタネーターカバー、ステアリングギアボックス、触媒コンバーターカバー等に用いることができる。

以上、本発明のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。

以下に実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。

添加元素の含有量を変更した合金を複数製作し、それらの特性の評価および金属組織の相同定を行った。

［合金＃０１〜＃１０の作製］
秤量した純Ａｌおよび純Ｚｎを大気中にて溶解してから、必要に応じて純Ｍｇを所定の量となるように添加した。その後、ヘキサクロロエタンによる１０分間の脱ガス処理を行い、金型に流し込み（注湯工程）、大気雰囲気中で凝固させて（凝固工程）、合金組成の異なる＃０１〜＃１０の合金を作製した。＃０１〜＃１０の各合金の配合組成を表１に示す。なお、得られた合金は、長さ２００ｍｍ、高さ４５ｍｍ、下底幅２５ｍｍ、上底幅３０ｍｍの舟型インゴットであった。

得られた合金に対し、均質化処理を行った。均質化処理は、４００℃で５時間保持したあと、炉冷した。均質化処理後の合金から、２０ｍｍ×５ｍｍ×４ｍｍ程度の試料をそれぞれ切り出し、３５０℃で１ｍｍまで熱間圧延加工を行った。

［圧延加工性の評価］
熱間圧延加工後の＃０１〜＃１０の合金を目視観察し、加工性を評価した。結果を表１に示す。なお、表１において、○は問題となるような割れが生じなかったもの、×は割れが生じたものである。

［ビッカース硬さ試験］
熱間圧延加工後の＃０１〜＃１０の合金に対し、溶体化処理を行った。溶体化処理は、３５０℃で１時間保持したあと、水焼入れ処理で急冷した。溶体化処理後の＃０１〜＃１０の合金の表面の硬さを測定するため、荷重を５ｋｇとしたビッカース硬さ試験を行った。測定結果を表１の「硬さＸ_０」の欄に示す。また、ビッカース硬さ試験は、硬さ測定後の試料を１００℃で４８時間保持した試料についても同様に行った。測定は室温で行った。測定結果を表１の「硬さＸ_１」の欄に示す。表１には、試料を１００℃で４８時間保持する前後の変化量Ｘ_１０（＝Ｘ_１−Ｘ_０）とともに、Ｘ_０に対するＸ_１０の割合を変化率として表１に示す。

さらに、＃０１〜＃０４および＃０８の合金については１００℃で６時間、２４時間、＃０１〜＃０４についてはさらに９６時間、１９２時間、３８４時間保持したそれぞれの試料の表面の硬さを同様に測定した。保持時間に対する硬さをそれぞれプロットして作成したグラフを図１に示す。なお、＃０１〜＃０４および＃０８の合金の組成は、Ａｌ−ｘ質量％Ｚｎ−１質量％Ｍｇ（ｘの値は順に１０，２０，３０，４０，５０）であって、図１のグラフの◆は＃０１、□は＃０２、△は＃０３、×は＃０４、＊は＃０８の測定点を示す。

［制振特性の評価］
上記の溶体化処理後に１００℃で４８時間保持した＃０１〜＃１０の合金に対し、両端固定曲げモードによる損失係数の測定を行った。損失係数の測定には、それぞれの試料から６０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍの試験片を作製し、Ｎｅｔｚｓｃｈ社製ＤＭＡ２４２Ｃを用いて測定した。測定は、測定周波数１０Ｈｚ、歪み振幅３．５×１０^−４の条件で、室温で行った。測定結果を表１に示す。

［金属組織の相構成］
上記の溶体化処理後に１００℃で４８時間保持した＃０１〜＃１０の合金に対し、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による相同定を行った。結果を表１に示す。

＃０１〜＃０６の合金は、α相、β相およびＭｇＺｎ_２からなる微細な金属組織をもち、１００℃４８時間保持後の損失係数が０．０１以上で優れた制振特性を有した。また、１００℃４８時間保持後の硬さがＨｖ１００以上と高強度であった。さらに、１００℃４８時間保持前後の硬さの変化量Ｘ_１０は絶対値で４０以下、減少率（負の変化率）は３０％以下で、安定であった。

一方、合金＃０７は、Ｚｎ含有量が５質量％と少なく、ＸＲＤによりα相以外は検出されなかった。そのため、損失係数も０．００８と低く、制振材料として望まれる制振特性を有するとは言えなかった。また、合金＃０８は、Ｚｎ含有量が５０質量％で過剰であり、１００℃４８時間保持前後の硬さの変化量Ｘ_１０は−５２で、硬さの低下が非常に大きかった。なお、図１のグラフによると、＃０１および＃０２の合金は、１００℃で長時間保持すると、硬さが増加する傾向にあった。一方、＃０３、０４および０８の合金は、保持時間が１０時間を過ぎると、硬さが低下する傾向にあった。しかし、＃０３および＃０４の合金では、硬さの低下量は６０程度にとどまったが、＃０８の合金は、保持時間が４８時間を超えるとさらに硬さが低下すると推測される。

合金＃０９は、Ｍｇが添加されていないため、ＭｇＺｎ_２は析出しなかった。そのため、他の合金と比較して損失係数が小さかった。また、１００℃４８時間保持後の硬さＸ_１は、初期の硬さＸ_０の５０％まで低下した。また、合金＃１０は、Ｍｇ含有量が４質量％で過剰であり、熱間圧延加工中に割れが発生した。

したがって、制振材料に求められる程度の制振特性を有する制振合金のＺｎの含有量は、＃０１（Ｚｎ１０質量％含有）と＃０７（Ｚｎ５質量％含有）の結果から、＃０１と＃０７との中間で、＃０１のＺｎ含有量の±２質量％の範囲内である８質量％が少なくとも必要である。なお、＃０１のＺｎ含有量の±２質量％の範囲内であれば、＃０１と同等の制振特性を有すると考えられる。また、高温で長時間保持された後も硬さが低下しにくく安定性のある制振合金のＺｎの含有量は、＃０４（Ｚｎ４０質量％含有）と＃０８（Ｚｎ５０質量％含有）の結果から、＃０４と＃０８との中間で、＃０４のＺｎ含有量の±２質量％の範囲内である４２質量％を超えない必要がある。なお、＃０４のＺｎ含有量の±２質量％の範囲内であれば、＃０４と同等の安定性を有すると考えられる。

また、制振材料に求められる程度の制振特性を有し、高温で長時間保持された後も硬さが低下しにくく安定性のある制振合金のＭｇの含有量は、＃０５（Ｍｇ０．５質量％含有）と＃０９（Ｍｇを含有しない）の結果から、＃０５と＃０９との中間で、＃０５のＭｇ含有量の±０．２質量％の範囲内である０．３質量％が少なくとも必要である。なお、＃０５のＭｇ含有量の±０．２質量％の範囲内であれば、＃０５と同等の制振特性および硬さの安定性を有すると考えられる。また、熱間圧延加工等の加工性に優れた制振合金のＭｇの含有量は、＃０６（Ｍｇ２質量％含有）と＃１０（Ｍｇ４質量％含有）の結果から、＃０６と＃１０との平均値である３質量％を超えない必要がある。

Ａｌ−ｘ質量％Ｚｎ−１質量％Ｍｇ合金（ｘの値は１０，２０，３０，４０または５０）の表面の硬さを示すグラフであって、１００℃で保持された時間に対する硬さの変化を示すグラフである。

Claims (7)

1. 全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金。
2. α相内に、β相およびＺｎ−Ｍｇ系化合物が分散して析出した組織を有する請求項１記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金。
3. 前記Ｚｎ−Ｍｇ系化合物は、ＭｇＺｎ_２である請求項２記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金。
4. ジルコニウム（Ｚｒ）、クロム（Ｃｒ）およびマンガン（Ｍｎ）から選ばれるいずれか一種以上を０．５質量％以下含む請求項１記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金。
5. 全体を１００質量％としたときに、８質量％以上４２質量％以下の亜鉛（Ｚｎ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
   該注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
   を含むことを特徴とするＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法。
6. 前記凝固工程の後で得られた合金を均質化処理する均質化処理工程を含む請求項５記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法。
7. 前記凝固工程の後で得られた合金を溶体化処理する溶体化処理工程を含む請求項５記載のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系制振合金鋳物の製造方法。

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