JP2011190525A - 制振性に優れた鋼その製造方法及び該鋼を含んで構成される制振体 - Google Patents
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Abstract
【課題】 振動、騒音低減及び衝突安全の要請に応えることができる、制振性に優れた鋼その製造方法及び該鋼を含んで構成される制振体の提供。
【解決手段】
炭素０．００１〜０．２０重量％、シリコン０．０１〜３．０重量％、マンガン５．０〜１８．０重量％、クロム０．０１〜２０．０重量％、アルミニウム０．００１〜０．１重量％、残部鉄を含んでなる鋼であって、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）を２０（ｍＪ／ｍ２）以下の条件を満たす化学組成になるように溶製し、所定の熱処理条件、冷却条件及び冷間加工条件を満たす製造方法によってε−Ｍｓ相が１０〜５０体積％となるようにする。
【選択図】図１１
【解決手段】
炭素０．００１〜０．２０重量％、シリコン０．０１〜３．０重量％、マンガン５．０〜１８．０重量％、クロム０．０１〜２０．０重量％、アルミニウム０．００１〜０．１重量％、残部鉄を含んでなる鋼であって、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）を２０（ｍＪ／ｍ２）以下の条件を満たす化学組成になるように溶製し、所定の熱処理条件、冷却条件及び冷間加工条件を満たす製造方法によってε−Ｍｓ相が１０〜５０体積％となるようにする。
【選択図】図１１
Description
本発明は、高強度、優れた靭性及び優れた冷間加工性を有する制振性に優れた鋼その製造方法及び該鋼を含んで構成される制振体に関する。
従来から、自動車、精密機器、電子機器、医療機器、工作機器、交通機関等の分野で、振動や騒音を軽減する機能をもつ材料が求められている。
これに応えるものとして振動減衰能のある材料として、鋳鉄、Ｍｎ−Ｃｕ合金、Ｍｇ−Ｚｒ合金、Ｍｇ−Ｎｉ合金、Ａｌ−Ｚｎ合金、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ合金、Ｎｉ−Ｔｉ合金、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ合金等が知られている。
これらの内、鋳鉄やＭｇ系合金は強度が低いという欠点がある。
Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、強度が低い上に１００℃以上では減衰能が極端に減少する欠点がある。
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ合金は、歪によって減衰能が低下するという欠点がある。
これらの材料は、振動減衰能は比較的優れているが、高価な元素を多く含んでいるため、合金材料の価格上昇となり工業的用途が制限されている。
これに応えるものとして振動減衰能のある材料として、鋳鉄、Ｍｎ−Ｃｕ合金、Ｍｇ−Ｚｒ合金、Ｍｇ−Ｎｉ合金、Ａｌ−Ｚｎ合金、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ合金、Ｎｉ−Ｔｉ合金、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ合金等が知られている。
これらの内、鋳鉄やＭｇ系合金は強度が低いという欠点がある。
Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、強度が低い上に１００℃以上では減衰能が極端に減少する欠点がある。
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ合金は、歪によって減衰能が低下するという欠点がある。
これらの材料は、振動減衰能は比較的優れているが、高価な元素を多く含んでいるため、合金材料の価格上昇となり工業的用途が制限されている。
液化天然ガス（沸点：−１６４℃）、液体酸素（沸点：−１８３℃）、液体窒素（沸点：−１９６℃）など、液化ガス雰囲気の低温で使用可能な材料としては、従来からＪＩＳ ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼或いはＪＩＳ ５０００系等のアルミニウム合金が使用されている。
ここで、リニアモーター用材料等の交通機関に使用される鋼材には低温靭性に加えて騒音等の環境問題から放射音を吸収低減する新機能の制振性に優れた鋼が求められている。
自動車やオートバイ等では衝突安全性のために衝撃振動吸収が優れ、かつ、安価で制振性に優れた鋼が求められている。
ここで、リニアモーター用材料等の交通機関に使用される鋼材には低温靭性に加えて騒音等の環境問題から放射音を吸収低減する新機能の制振性に優れた鋼が求められている。
自動車やオートバイ等では衝突安全性のために衝撃振動吸収が優れ、かつ、安価で制振性に優れた鋼が求められている。
上記の問題を解決するために、高価なニッケルやアルミニウムを多用しない低温用材料として、ニッケル系ステンレス鋼においては高価な元素であるニッケルをマンガンに置換えた高マンガン鋼が提案され、大型放射光施設、核融合炉、超伝導モーターや超電導リニアモーターで使用される材料として検討されている。
また、例えば、工具用支持体或いはボルト・ナット等においては、その基本特性である高強度・高靭性という条件を満たした、優れた制振性を有する鋼が求められている。
上記の問題を解決するために、例えば、特許文献３によれば、機械的強度が高く、振動減衰能を有する材料として、高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法が開示されている。この特許には、クロム重量百分率９〜１５％、マンガン重量百分率１８〜２６％、残部鉄からなり、イプシロン・マルテンサイト相が４０％以上である高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法が開示されている。
上記Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、組成的にステンレス鋼をベースとしたものである。
従って、その機械的性質はステンレス鋼とほぼ同等であり、かつ、制振性に優れているので上記の問題点を解決する発明である。
上記Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、組成的にステンレス鋼をベースとしたものである。
従って、その機械的性質はステンレス鋼とほぼ同等であり、かつ、制振性に優れているので上記の問題点を解決する発明である。
しかしながら、特許文献３によって開示された技術によれば、マンガン重量百分率１８〜２６％であると開示されているが、この材料を溶製する場合、マンガン成分が蒸発し易いため添加するマンガン合金の歩留まりが悪く、かつ、マンガンは鋼の溶製時に用いられる耐火物の溶損を著しく増大させるという難点があるので、溶製コストが高くなるために上記の工業的用途が極めて制限されるという問題点がある。
そして、マンガン成分が多いと材料自体が極めて硬くなるために冷間加工時にコストが要るという問題点がある。
そして、マンガン成分が多いと材料自体が極めて硬くなるために冷間加工時にコストが要るという問題点がある。
一方、本発明者らは、特許文献２に示すように、振動減衰能のある材料として、炭素重量百分率０．０５％以下、マンガン重量百分率１３〜１８％、クロム重量百分率９〜１５％、ニッケル重量百分率０．０１〜６．０％、アルミニウム重量百分率０．０１〜０．０５％、窒素重量百分率０．０１％以下、残部鉄からなる材料を冷間加工によって、マトリックスであるオーステナイト相（以下、「γ−相」という。）中にイプシロン・マルテンサイト相（以下、「ε−Ｍｓ相」という。）を１０％以上生成させることを特徴とする高強度高減衰能Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｎｉ合金を提案している。
しかしながら、特許文献２においては、冷間加工による方法によって高強度高減衰能合金を推奨しているが、振動減衰能が安定して得られないばかりか、母材の靭性を著しく低下させるので、上記記載の用途が限定されるという問題が生ずる場合があることが判明してきた。
しかしながら、特許文献２においては、冷間加工による方法によって高強度高減衰能合金を推奨しているが、振動減衰能が安定して得られないばかりか、母材の靭性を著しく低下させるので、上記記載の用途が限定されるという問題が生ずる場合があることが判明してきた。
特許文献２においては、ニッケル重量百分率０．０１〜６．０％添加することによって、マンガン重量百分率１３〜１８％とマンガン量を少なくすることができることが開示されている。
この技術は、ニッケル添加によってマンガン成分を低くすることで製造コストを低減するための対策技術ではあるが、高価なニッケルを添加して冷間加工性を向上しようとする対応策であるが、原料コストの観点に立てば、むしろ、コストが嵩むことともなる技術であり、総合的製造コストの原理原則に立ち返って検討し直すことが必要であった。
この技術は、ニッケル添加によってマンガン成分を低くすることで製造コストを低減するための対策技術ではあるが、高価なニッケルを添加して冷間加工性を向上しようとする対応策であるが、原料コストの観点に立てば、むしろ、コストが嵩むことともなる技術であり、総合的製造コストの原理原則に立ち返って検討し直すことが必要であった。
特許文献８によって開示された技術によれば、炭素重量百分率０．０１〜０．２５％、シリコン重量百分率０．０１〜０．５％、マンガン重量百分率１５〜４０％、クロム重量百分率０．５〜１０％の主要な化学組成を特許要件として、ε−Ｍｓ相の体積パーセントを特定な範囲とすることによって低温靭性等の特性に優れた高マンガン鋼材を提案されている。
しかしながら、特許文献８におけるマンガン重量百分率は、１５〜４０％と高いため熱間加工及び冷間加工においてコスト高となり製造技術的に問題がある。
そして、特許文献８は、鋼の制振性発現に関するものではない。
しかしながら、特許文献８におけるマンガン重量百分率は、１５〜４０％と高いため熱間加工及び冷間加工においてコスト高となり製造技術的に問題がある。
そして、特許文献８は、鋼の制振性発現に関するものではない。
本発明者らは、上記の課題を解決するために検討した結果、熱処理又は冷間加工によってε−Ｍｓ相が生成し易い度合いを示す積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）（数式１、非特許文献１及び２参照）（以下、「ＳＦＥ」という。）に着目し、ＳＦＥを２０ｍＪ／ｍ２以下に保持した上で、マンガンの効果をシリコンの微量添加によって一部置換えることによってマンガン量の低減ができることを見出し、その効果を実証する知見を得て特許文献９を出願した。
［数式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝
２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］
−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （１）
［数式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝
２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］
−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （１）
本発明者らは、高強度・高靭性という条件を満たした上で優れた制振性を有する制振性鋼の開発という新たな要請に応えるための研究をした。製造コストを上げずに高強度の鋼を得るには、炭素重量百分率を増す方法がある。しかしながら、炭素、特に、固溶炭素は、ε−Ｍｓ相の振動吸収能を阻害するので、本発明者らは、今までは一貫して炭素重量百分率を０．１０％以下に制限してきた。
ここで、高強度を得るために、炭素重量百分率が０．１０％を超えて添加した上で、良好な靭性と良好な制振性を得るために、７００℃近傍の温度で熱処理を施すことによって、炭素をクロム炭化物の形にして固溶炭素を低減する技術を想致した（非特許文献３参照）。この様な熱処理をした時には、固溶炭素重量百分率としては［％Ｃ］で表現することになるので、前述の数式１は、数式２とするのが妥当である。
具体的な処理条件については、後の項で詳述する。
即ち、
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝
２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］
−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （２）
ここで、高強度を得るために、炭素重量百分率が０．１０％を超えて添加した上で、良好な靭性と良好な制振性を得るために、７００℃近傍の温度で熱処理を施すことによって、炭素をクロム炭化物の形にして固溶炭素を低減する技術を想致した（非特許文献３参照）。この様な熱処理をした時には、固溶炭素重量百分率としては［％Ｃ］で表現することになるので、前述の数式１は、数式２とするのが妥当である。
具体的な処理条件については、後の項で詳述する。
即ち、
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝
２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］
−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （２）
本願発明に係る制振性に優れた制振性鋼は、数式（２）式によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式（３）を満足することを特徴とする。
この数式（３）によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）は、ε−Ｍｓ相が生成し易い度合いを示す尺度（指標、メルクマール）であり、数式（３）を満足することは、制振性に優れることを意味する。
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
この数式（３）によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）は、ε−Ｍｓ相が生成し易い度合いを示す尺度（指標、メルクマール）であり、数式（３）を満足することは、制振性に優れることを意味する。
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
本願発明に係る制振性に優れた制振性鋼は、Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積百分率［％ε−Ｍｓ相］が、数式（４）を満足することを特徴とする。このＸ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積百分率［％ε−Ｍｓ相］は、鋼の金属組織から特定する鋼の制振性を示す尺度（指標、メルクマール）であり、数式（４）を満足することは、制振性に優れることを意味する。
［数式４］
１０体積％ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０体積％ （４）
［数式４］
１０体積％ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０体積％ （４）
本願発明に係る制振性に優れた制振性鋼は、片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）が、数式（５）を満足することを特徴とする。
この片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）は、鋼の制振性を示す尺度（指標、メルクマール）であり、数式（５）を満足することは、制振性に優れることを意味する。
［数式５］
０．００５ ≦ η ≦ ０．１０ （５）
この片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）は、鋼の制振性を示す尺度（指標、メルクマール）であり、数式（５）を満足することは、制振性に優れることを意味する。
［数式５］
０．００５ ≦ η ≦ ０．１０ （５）
本願発明に係る制振性に優れた制振性鋼は、日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５ 金属材料のシャルピー衝撃試験方法）に規定する試験方法に従って、−１９６℃の雰囲気のシャルピー試験（Ｃｈａｒｐｙ ｔｅｓｔ）において、ハンマ重量Ｗ［Ｎ］、回転軸中心線からハンマ重心までの距離Ｒ［ｍ］、持上げ角度α［ｄｅｇ］の条件で、試験片の切り欠き背面にハンマで衝撃荷重を与えたときに、その後の振り上がり角度β［ｄｅｇ］から数式（６）により計算される試験片のシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６℃［Ｊ］が、数式（７）を満足することを特徴とする。
［数式６］
ｖＥ−１９６℃ ＝ Ｗ × Ｒ × （ｃｏｓβ−ｃｏｓα） （６）
［数式７］
５０（Ｊ） ≦ ｖＥ−１９６℃ ≦ ２８０（Ｊ） （７）
［数式６］
ｖＥ−１９６℃ ＝ Ｗ × Ｒ × （ｃｏｓβ−ｃｏｓα） （６）
［数式７］
５０（Ｊ） ≦ ｖＥ−１９６℃ ≦ ２８０（Ｊ） （７）
本発明に係わる制振体は、鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用されることを特徴とする。
［表１］及び［表２］に、本願発明と特許文献１〜７及び非特許文献１について、発明特定事項（発明の構成要件）と、発明の効果（作用効果）を対比した対比表を示した。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の発明特定事項（発明の構成要件）における特徴は、特許文献１〜７及び非特許文献１と比較して、Ｓｉ重量百分率を相対的に高い値に設定することにより、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｎｉの重量百分率を顕著に低い値に設定することを実現できたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｍｎの重量百分率を低い値とすることにより、冷間加工性を顕著に向上することができたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｃｒの重量百分率を低い値とすることにより、冷間加工性を顕著に向上することができたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｎｉの重量百分率を０とすることにより、顕著にコストダウンを実現できたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の発明特定事項（発明の構成要件）における特徴は、特許文献１〜７及び非特許文献１と比較して、Ｓｉ重量百分率を相対的に高い値に設定することにより、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｎｉの重量百分率を顕著に低い値に設定することを実現できたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｍｎの重量百分率を低い値とすることにより、冷間加工性を顕著に向上することができたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｃｒの重量百分率を低い値とすることにより、冷間加工性を顕著に向上することができたことである。
［表１］及び［表２］に示す如く、本願発明の効果（作用効果）における特徴の１つは、Ｎｉの重量百分率を０とすることにより、顕著にコストダウンを実現できたことである。
文部科学省、先端研究施設共用イノベション創出事業成果報告会報告、平成２１年３月３日、「ステンレス系材料の制振性発現機構の解明」、有限会社ＴＫテクノコンサルティングによる口頭報告（後日に同省によってインターネット公表された。）。
Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ：Ｐｒｏｃ．Ｃｏｎｆ．Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌｓ，Ｇｏｔｈｅｎｂｕｒｇ，Ｓｅｐｔ．（１９８４）
新井宏：鉄と鋼，５６（１９７０），Ｎｏ１，ｐ．４４．
本発明は、上述した技術背景において、振動、騒音低減、衝突安全の要請に応えることができる、高強度で良好な靭性を付与可能な制振性に優れた制振性鋼、その製造方法及び該鋼を含んで構成される制振体を提供することを目的とする。
本発明者らは、特許文献９に示す制振性に優れた鋼材において、制振性発現機構と靭性発現機構との関係について深く考察した。
即ち、上記の制振性に優れた鋼材は、鋼材内部の組織であるε−Ｍｓ相が外部から加えられた衝撃的或いは継続的振動を効果的に吸収するので制振性発現として作用しているものである。
ここで、その制振性発現機構がその鋼材の靭性発現にも繋がっていると考えることができる。
即ち、上記の制振性に優れた鋼材は、鋼材内部の組織であるε−Ｍｓ相が外部から加えられた衝撃的或いは継続的振動を効果的に吸収するので制振性発現として作用しているものである。
ここで、その制振性発現機構がその鋼材の靭性発現にも繋がっていると考えることができる。
図１に、本願発明に係る鋼材の透過型電子顕微鏡写真（以下、「ＴＥＭ写真」という。）を示した。
図１から、熱処理又は冷間加工によって生成したε−Ｍｓ相の微細な組織が外的衝撃による振動を吸収することによって靭性を発現すると考えることができる。
図１から、熱処理又は冷間加工によって生成したε−Ｍｓ相の微細な組織が外的衝撃による振動を吸収することによって靭性を発現すると考えることができる。
図２のＴＥＭ写真は、本願発明に係る鋼のγ−相内の積層欠陥転位を示すが、この積層欠陥転位の集合体がε−Ｍｓ相である。
即ち、図２に示す積層欠陥転位の振動が外部からの振動又は衝撃エネルギーを吸収すると考えることができる。
即ち、図２に示す積層欠陥転位の振動が外部からの振動又は衝撃エネルギーを吸収すると考えることができる。
鋼の靭性を表すシャルピー吸収エネルギー（Ｗ０）は、母材自体の有する衝撃破壊吸収エネルギー（Ｗ１）と鋼中に生成させたε−Ｍｓ相による衝撃振動吸収エネルギー（Ｗ２）の和と考えることができる（数式８）。
即ち、
即ち、
［数式８］
Ｗ０（Ｊ）＝Ｗ１（Ｊ）＋Ｗ２（Ｊ） （８）
数式（８）において、Ｊは吸収エネルギーの単位（ジュール）である。
ここで、衝撃振動吸収エネルギー（Ｗ２）は、数式９で表わすことができる。
即ち、注目する試験片体積（Ｖ）の内部に存在する転位密度（ρ）の転位が、外部からの衝撃によって距離（Δ）だけｎ回振動し、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）だけ振動エネルギーとして消費される。
Ｗ０（Ｊ）＝Ｗ１（Ｊ）＋Ｗ２（Ｊ） （８）
数式（８）において、Ｊは吸収エネルギーの単位（ジュール）である。
ここで、衝撃振動吸収エネルギー（Ｗ２）は、数式９で表わすことができる。
即ち、注目する試験片体積（Ｖ）の内部に存在する転位密度（ρ）の転位が、外部からの衝撃によって距離（Δ）だけｎ回振動し、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）だけ振動エネルギーとして消費される。
［数式９］
Ｗ２（Ｊ）＝Ｖ（ｍ３）・ρ（ｍ／ｍ３）・Δ（ｍ）・ｎ（回）・ＳＦＥ（Ｊ／ｍ２） （９）
Ｗ２（Ｊ）＝Ｖ（ｍ３）・ρ（ｍ／ｍ３）・Δ（ｍ）・ｎ（回）・ＳＦＥ（Ｊ／ｍ２） （９）
積層欠陥転位がシャルピー試験における衝撃エネルギーを吸収するという思考過程を半定量的に表示したものを表３に示した。
表３の（１）項に示すシャルピー試験片に衝撃を与えると、（２）項に示す形状ファクタＦから計算される３ｋＨｚの共振周波数、減衰時間０．００３秒の振動が発生する。これより、衝撃から破壊までにこの振動は１０回程度起こると計算される。
（３）項に示すように振動に寄与する転位の密度ρ（ｍ／ｍ３）は、１０１６（ｍ／ｍ３）程度と推定して、転移の総長Ｌ（ｍ）は、（５）項に示すように５．５×１０１０（ｍ）と計算できる。
この転位が積層欠陥幅（Δ）だけ振動するので転移の振動の総面積Ｓ（ｍ２）は、５．０×１０３（ｍ２）となる。
表３に示すこれらの数値、即ち、Ｖ：５．５×１０−６（ｍ３）（シャルピー試験片寸法、１０×１０×５５ｍｍ）、ρ：１０１６（ｍ／ｍ３）、Δ：１０−８（ｍ）、ｎ：１０（回）、ＳＦＥ：２０（ｍＪ／ｍ２）を数式（８）に代入すると、Ｗ２：１１０（Ｊ）となる。
このことは、試験片内部に存在するε−Ｍｓ相中の積層欠陥転位がシャルピー試験において加えられた衝撃振動エネルギーを１１０（Ｊ）だけ吸収することによって靭性向上に寄与することが理論的試算によって推測することができる。
これらは、制振性発現機構と靭性発現機構との関係を思考する過程を半定量的に示す概算値であるが、後に実験例によって実証する。
（３）項に示すように振動に寄与する転位の密度ρ（ｍ／ｍ３）は、１０１６（ｍ／ｍ３）程度と推定して、転移の総長Ｌ（ｍ）は、（５）項に示すように５．５×１０１０（ｍ）と計算できる。
この転位が積層欠陥幅（Δ）だけ振動するので転移の振動の総面積Ｓ（ｍ２）は、５．０×１０３（ｍ２）となる。
表３に示すこれらの数値、即ち、Ｖ：５．５×１０−６（ｍ３）（シャルピー試験片寸法、１０×１０×５５ｍｍ）、ρ：１０１６（ｍ／ｍ３）、Δ：１０−８（ｍ）、ｎ：１０（回）、ＳＦＥ：２０（ｍＪ／ｍ２）を数式（８）に代入すると、Ｗ２：１１０（Ｊ）となる。
このことは、試験片内部に存在するε−Ｍｓ相中の積層欠陥転位がシャルピー試験において加えられた衝撃振動エネルギーを１１０（Ｊ）だけ吸収することによって靭性向上に寄与することが理論的試算によって推測することができる。
これらは、制振性発現機構と靭性発現機構との関係を思考する過程を半定量的に示す概算値であるが、後に実験例によって実証する。
特許文献２及び、３においては、材料に制振性を発現させるために、主として冷間加工によってε−Ｍｓ相を生成させる方法を推奨している。
これは、例えば、制振性のあるばね材の場合には、ばね性と制振性付与が冷間加工によって同時に実現されるので最適な方法である。しかし、冷間加工を施すと母材そのものの靭性が損なわれ数式８のＷ１が低下する。
本発明の目的を実現するためには、本発明に示す熱処理法、即ち、急速冷却によって熱誘起ε−Ｍｓ相を生成した後、これに、必要に応じて靭性を損なわなく且つ所望の機械的性質を得る程度の冷間加工を施すという新しい製造技術によって上記の問題を解決する本発明を想到するに至った。
これは、例えば、制振性のあるばね材の場合には、ばね性と制振性付与が冷間加工によって同時に実現されるので最適な方法である。しかし、冷間加工を施すと母材そのものの靭性が損なわれ数式８のＷ１が低下する。
本発明の目的を実現するためには、本発明に示す熱処理法、即ち、急速冷却によって熱誘起ε−Ｍｓ相を生成した後、これに、必要に応じて靭性を損なわなく且つ所望の機械的性質を得る程度の冷間加工を施すという新しい製造技術によって上記の問題を解決する本発明を想到するに至った。
前述したように、切削工具支持体（シャンク）或いはボルト・ナット等においては、高強度で、且つ、高靭性の制振性鋼が求められている。このためには、炭素を多くする方法があるが、固溶状態の炭素はε−Ｍｓ相の効果的振動吸収能を阻害することが分かっている。
本発明は、上記の問題を解決する方法として、特定の熱処理方法によって固溶状態の炭素をクロム炭化物とすることによって解決する技術を提示している。
本発明は、上記の問題を解決する方法として、特定の熱処理方法によって固溶状態の炭素をクロム炭化物とすることによって解決する技術を提示している。
本出願に係る発明は、「特許請求の範囲」の請求項１乃至７に記載した事項により特定される。
［特許請求の範囲］
［請求項１］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．１０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］として含む鋼であって、
数式１によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
優れた靭性、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （１）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４）
［請求項２］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］、固溶炭素重量百分率［％Ｃ］として含み、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、クロム炭化物析出のための熱処理を施す鋼であって、
数式２によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
高強度で、優れた靭性、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする、請求項１に記載した制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （２）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４）
［請求項３］
片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）が、数式５を満足することを特徴とする請求項１乃至２の何れかに記載した制振性鋼。
［数式５］
０．００５ ≦ η ≦ ０．１０ （５）
［請求項４］
日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５ 金属材料のシャルピー衝撃試験方法）に規定する試験方法に従って、−１９６℃の試験温度でのシャルピー試験（Ｃｈａｒｐｙ ｔｅｓｔ）において、ハンマ重量Ｗ［Ｎ］、回転軸中心線からハンマ重心までの距離Ｒ［ｍ］、持上げ角度α［ｄｅｇ］の条件で、試験片の切り欠き背面にハンマで衝撃荷重を与えたときに、その後の振り上がり角度β［ｄｅｇ］に基づいて、数式６により計算される試験片が吸収したエネルギーであって、
鋼の低温靱性の尺度であるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６℃［Ｊ］が、数式７を満足することを特徴とする、請求項１乃至３の何れかに記載した制振性鋼。
［数式６］
ｖＥ−１９６℃ ＝ Ｗ × Ｒ × （ｃｏｓβ−ｃｏｓα） （６）
［数式７］
５０（Ｊ） ≦ ｖＥ−１９６℃ ≦ ２８０（Ｊ） （７）
［請求項５］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、冷間加工する工程、
第４工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第６工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする、請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。
［請求項６］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第４工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。
［請求項７］
鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用されることを特徴とする、請求項１乃至６の何れかに記載した制振性鋼によって構成される制振体。
［特許請求の範囲］
［請求項１］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．１０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］として含む鋼であって、
数式１によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
優れた靭性、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （１）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４）
［請求項２］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］、固溶炭素重量百分率［％Ｃ］として含み、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、クロム炭化物析出のための熱処理を施す鋼であって、
数式２によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
高強度で、優れた靭性、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする、請求項１に記載した制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （２）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４）
［請求項３］
片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）が、数式５を満足することを特徴とする請求項１乃至２の何れかに記載した制振性鋼。
［数式５］
０．００５ ≦ η ≦ ０．１０ （５）
［請求項４］
日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５ 金属材料のシャルピー衝撃試験方法）に規定する試験方法に従って、−１９６℃の試験温度でのシャルピー試験（Ｃｈａｒｐｙ ｔｅｓｔ）において、ハンマ重量Ｗ［Ｎ］、回転軸中心線からハンマ重心までの距離Ｒ［ｍ］、持上げ角度α［ｄｅｇ］の条件で、試験片の切り欠き背面にハンマで衝撃荷重を与えたときに、その後の振り上がり角度β［ｄｅｇ］に基づいて、数式６により計算される試験片が吸収したエネルギーであって、
鋼の低温靱性の尺度であるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６℃［Ｊ］が、数式７を満足することを特徴とする、請求項１乃至３の何れかに記載した制振性鋼。
［数式６］
ｖＥ−１９６℃ ＝ Ｗ × Ｒ × （ｃｏｓβ−ｃｏｓα） （６）
［数式７］
５０（Ｊ） ≦ ｖＥ−１９６℃ ≦ ２８０（Ｊ） （７）
［請求項５］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、冷間加工する工程、
第４工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第６工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする、請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。
［請求項６］
炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第４工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。
［請求項７］
鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用されることを特徴とする、請求項１乃至６の何れかに記載した制振性鋼によって構成される制振体。
本発明による制振性に優れた鋼は、振動、騒音低減、衝突安全の要請に応えることができ、かつ、高強度化、或いは、靭性を付与することができるので衝撃振動吸収能に優れた制振性に優れた鋼、その製造方法及び該鋼で構成される制振体を提供することができる。
具体的には、鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用される制振体を提供できる。
本発明により、制振性に優れた鋼を製造するために必須の元素であるマンガン重量百分率を顕著に低減することが実現できることから、製造コストを顕著に低減することを可能とし、これにより、制振性に優れた鋼を安価に大量に提供することを可能とする。
具体的には、鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用される制振体を提供できる。
本発明により、制振性に優れた鋼を製造するために必須の元素であるマンガン重量百分率を顕著に低減することが実現できることから、製造コストを顕著に低減することを可能とし、これにより、制振性に優れた鋼を安価に大量に提供することを可能とする。
以下に、本発明に係わる制振性鋼、その製造方法及び該鋼を含んで構成された制振体について具体的に説明する。
図３に、本発明における製造プロセスを示す。
図３に、本発明における製造プロセスを示す。
本発明の請求項１及び２記載事項において、シリコンの重量百分率０．１〜３．０％、マンガンの重量百分率５．０〜１８．０％としている。
これは、良好な制振性発現能を持ちながら、微量のシリコンを添加することによってマンガン量を低く抑えることができることを示している。
即ち、請求項１及び２記載事項において、熱処理或いは冷間加工によってε−Ｍｓ相が生成し易い度合いを示す積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）の関係式（数式１及び２）において、マンガンの項は−１．２×［％Ｍｎ］であり、シリコンの項は−１３×［％Ｓｉ］であることから、シリコンはマンガンの約十倍のＳＦＥの低下効果があることを示している。
即ち、ＳＦＥを２０ｍＪ／ｍ２以下に保持する上で、微量の０．１〜３．０重量％のシリコン添加によってマンガン重量百分率を５．０〜１８．０重量％と少なく抑えられている。
これは、高マンガン鋼において、優れた冷間加工性を得るために極めて重要な発明である。
即ち、マンガン重量百分率が５．０％未満であると、制振性発現が不十分となるためであり、１８．０％以上になると冷間加工性が悪くなり製造コストが上がるためである。好ましくは、マンガン重量百分率１０．０〜１８．０％である。
これは、良好な制振性発現能を持ちながら、微量のシリコンを添加することによってマンガン量を低く抑えることができることを示している。
即ち、請求項１及び２記載事項において、熱処理或いは冷間加工によってε−Ｍｓ相が生成し易い度合いを示す積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）の関係式（数式１及び２）において、マンガンの項は−１．２×［％Ｍｎ］であり、シリコンの項は−１３×［％Ｓｉ］であることから、シリコンはマンガンの約十倍のＳＦＥの低下効果があることを示している。
即ち、ＳＦＥを２０ｍＪ／ｍ２以下に保持する上で、微量の０．１〜３．０重量％のシリコン添加によってマンガン重量百分率を５．０〜１８．０重量％と少なく抑えられている。
これは、高マンガン鋼において、優れた冷間加工性を得るために極めて重要な発明である。
即ち、マンガン重量百分率が５．０％未満であると、制振性発現が不十分となるためであり、１８．０％以上になると冷間加工性が悪くなり製造コストが上がるためである。好ましくは、マンガン重量百分率１０．０〜１８．０％である。
ここで、積層欠陥エネルギーを２０ｍＪ／ｍ２以下としたのは、急速冷却によるε−Ｍｓ相をより生成し易しくするためであり、この値が２０ｍＪ／ｍ２を超えるとε−Ｍｓ相の生成が不十分となるためであり、好ましくは、１０ｍＪ／ｍ２以下である。
更に、シリコンを０．０１重量％以上としたのは、０．０１重量％以下ではシリコン添加効果が見られないためであり、３．０重量％以上はシリコンによる固溶体硬化によって材料が硬くなり過ぎるためであり、好ましくはシリコン重量百分率０．５〜１．０％である。
マンガンについては、マンガン重量百分率が５．０重量％未満では、制振性発現効果が少なく、また、１８．０重量％以上では、冷間加工性が不良となり、製造コストが高くなるためである。
更に、シリコンを０．０１重量％以上としたのは、０．０１重量％以下ではシリコン添加効果が見られないためであり、３．０重量％以上はシリコンによる固溶体硬化によって材料が硬くなり過ぎるためであり、好ましくはシリコン重量百分率０．５〜１．０％である。
マンガンについては、マンガン重量百分率が５．０重量％未満では、制振性発現効果が少なく、また、１８．０重量％以上では、冷間加工性が不良となり、製造コストが高くなるためである。
本発明の請求項１及び２記載事項において、上記に加えて、クロム重量百分率０．０１〜２０．０重量％としている。
これは、本発明の基本となるγ−相の生成に関するものである。
図４に、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉ鋼の状態図を示した。
図４から明らかなように、クロムが２０．０重量％を超える領域ではオーステナイト相（γ−相）とフェライト相（α−相）の２相が生成するので、クロムを２０．０重量％以下、好ましくは、１５．０％以下とする。
クロムの下限については、積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）（数式１或いは２）を２０（ｍＪ／ｍ２）以下とする条件を満たす範囲を設定することによって、クロムとマンガンの相乗効果によって効果的にγ−相を生成させる領域を広くとることができる。
ここで、特許文献２との比較で、ニッケルのγ−相生成の役割をシリコン、マンガン及びクロムが効果的に果しているので、制振性発現の観点からは高価なニッケルは必ずしも必要なくなっている。
即ち、本発明においては、制振性発現以外の必要がない限り、ニッケルの意図的な添加の必要はない。
これは、本発明の基本となるγ−相の生成に関するものである。
図４に、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉ鋼の状態図を示した。
図４から明らかなように、クロムが２０．０重量％を超える領域ではオーステナイト相（γ−相）とフェライト相（α−相）の２相が生成するので、クロムを２０．０重量％以下、好ましくは、１５．０％以下とする。
クロムの下限については、積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）（数式１或いは２）を２０（ｍＪ／ｍ２）以下とする条件を満たす範囲を設定することによって、クロムとマンガンの相乗効果によって効果的にγ−相を生成させる領域を広くとることができる。
ここで、特許文献２との比較で、ニッケルのγ−相生成の役割をシリコン、マンガン及びクロムが効果的に果しているので、制振性発現の観点からは高価なニッケルは必ずしも必要なくなっている。
即ち、本発明においては、制振性発現以外の必要がない限り、ニッケルの意図的な添加の必要はない。
本発明の請求項１及び２記載事項において、Ｘ線回折法によって測定されたε−Ｍｓ相の体積百分率が１０〜５０体積％であることを開示している。
これは、本発明の基本的な制振発現の必要条件である金属組織、即ち、ε−Ｍｓ相の定量的表現であり、１０体積％以下では制振性と靭性が不十分となるためであり、５０体積％を超えるとε−Ｍｓ相が相互に絡みあって逆に上記の制振特性を低下させることが分かったものである。
好ましくは、ε−Ｍｓ相の体積百分率が２０〜４０体積％である。
これは、本発明の基本的な制振発現の必要条件である金属組織、即ち、ε−Ｍｓ相の定量的表現であり、１０体積％以下では制振性と靭性が不十分となるためであり、５０体積％を超えるとε−Ｍｓ相が相互に絡みあって逆に上記の制振特性を低下させることが分かったものである。
好ましくは、ε−Ｍｓ相の体積百分率が２０〜４０体積％である。
また、本発明の請求項２記載事項において、炭素を０．００１〜０．２０重量％とするのは、製造コストを上げずに高強度で優れた制振性を付与するためである。
この場合、炭素、特に、固溶炭素は、ε−Ｍｓ相の振動吸収能を阻害するので、特定の熱処理を施すことによって、炭素をクロム炭化物の形にして固溶炭素を低減する技術を開示したものである。
以下に詳述する。
図５は、５００、６００及び７００℃で熱処理した時の、全炭素重量百分率［％Ｃ］と固溶炭素重量百分率［％Ｃ］の関係を示す。
即ち、各温度における固溶限を超える炭素量はクロム炭化物として大きな形状の析出物となり制振性発現への阻害を無くすことができる。
図６は、クロム炭化物を析出する領域を示す温度−時間関係図である。
図６に示すように、８００〜１１００℃の固溶化熱処理の後に急速冷却して、炭素を粒内に微細に残留した後、５００〜８００℃に熱処理してクロム炭化物を結晶粒内に析出させて、しかる後に急速冷却する。図７は、クロム炭化物析出処理した後の顕微鏡写真である。
図７−２に示すように急速冷却することにより、結晶粒界にはクロム炭化物の析出が見られない。
この場合、炭素、特に、固溶炭素は、ε−Ｍｓ相の振動吸収能を阻害するので、特定の熱処理を施すことによって、炭素をクロム炭化物の形にして固溶炭素を低減する技術を開示したものである。
以下に詳述する。
図５は、５００、６００及び７００℃で熱処理した時の、全炭素重量百分率［％Ｃ］と固溶炭素重量百分率［％Ｃ］の関係を示す。
即ち、各温度における固溶限を超える炭素量はクロム炭化物として大きな形状の析出物となり制振性発現への阻害を無くすことができる。
図６は、クロム炭化物を析出する領域を示す温度−時間関係図である。
図６に示すように、８００〜１１００℃の固溶化熱処理の後に急速冷却して、炭素を粒内に微細に残留した後、５００〜８００℃に熱処理してクロム炭化物を結晶粒内に析出させて、しかる後に急速冷却する。図７は、クロム炭化物析出処理した後の顕微鏡写真である。
図７−２に示すように急速冷却することにより、結晶粒界にはクロム炭化物の析出が見られない。
炭素と同様の影響を及ぼす窒素は、溶解製造時に大気中より窒素重量百分率０．０２０〜０．１００％程度が不可避的に混入して振動減衰能を低下させるものであるが、アルミニウムを０．００１〜０．１０重量％とすることによって鋼中の窒素をＡｌＮの大きい介在物の形にすることによって制振性発現への阻害を無くするものである。
即ち、アルミニウムが０．００１重量％未満であると上記の鋼中窒素と結合するに必要なアルミニウム含有量が不足する場合がり、０．１０重量％を越えると過剰のアルミニウムによって鋼材の表面や内部にアルミナ系の欠陥が発生しやすくなる危険があるためである。
即ち、アルミニウムが０．００１重量％未満であると上記の鋼中窒素と結合するに必要なアルミニウム含有量が不足する場合がり、０．１０重量％を越えると過剰のアルミニウムによって鋼材の表面や内部にアルミナ系の欠陥が発生しやすくなる危険があるためである。
本発明の請求項３記載事項において、片持ち梁方式によって測定された損失係数（η）が０．００５〜０．１０であることを開示しているが、これは制振性に優れた鋼材としての基本的な条件である。
ここで、本発明になる鋼材の振動減衰能は振動歪依存が大きいので、損失係数（η）測定方法は、振動歪みを約１０−４以上にする必要があるため、これを可能にする方法として片持ち梁方式を選択した。
測定値においては、損失係数（η）が０．００５未満であると制振性に優れた鋼としての振動減衰機能が不十分となるためであり、０．１０を超えるための製造条件では鋼材の機械的性質が上記記載の用途に適さなくなるためである。
ここで、本発明になる鋼材の振動減衰能は振動歪依存が大きいので、損失係数（η）測定方法は、振動歪みを約１０−４以上にする必要があるため、これを可能にする方法として片持ち梁方式を選択した。
測定値においては、損失係数（η）が０．００５未満であると制振性に優れた鋼としての振動減衰機能が不十分となるためであり、０．１０を超えるための製造条件では鋼材の機械的性質が上記記載の用途に適さなくなるためである。
本発明の請求項４記載事項において、ＪＩＳによって規定された靭性を表す−１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−１９６℃） が５０〜２８０ジュールであることを開示している。
ここで、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−１９６℃） を５０ジュール以上としたのは、５０ジュール未満では、例えば、超電導冷却液体窒素用の仕様を満足しないためである。
２８０ジュール以下としたのは、２８０ジュールを超える靭性値を得るためにはニッケル等の高価な元素添加が必要になり鋼のコストを不必要に上げることになるためである。
ここで、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−１９６℃） を５０ジュール以上としたのは、５０ジュール未満では、例えば、超電導冷却液体窒素用の仕様を満足しないためである。
２８０ジュール以下としたのは、２８０ジュールを超える靭性値を得るためにはニッケル等の高価な元素添加が必要になり鋼のコストを不必要に上げることになるためである。
本発明の請求項５記載事項において、請求項１或いは２で規定される化学組成を有する鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、冷間加工する工程、
第４工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間の、クロム炭化物析出処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第６工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んでなる工程によって、制振性に優れた鋼の製造方法を提案している。
ここで、特に、本発明における重要な工程は、第４工程、第５工程及び第６工程である。
第４工程は、所謂、固溶体化熱処理であり、熱処理温度を８００〜１１００℃としたのは、８００℃未満の温度では冷間加工歪除去及びオーステナイト化が不十分となるためであるために制振性発現が不十分となるためであり、１１００℃を超えるとオーステナイト結晶粒度が粗大化して機械的性質が不良となるためである。
第４及び５工程において急速冷却する理由は、γ−相からε−Ｍｓ相への相転移に於いて、効果的に熱誘起ε−Ｍｓ相を生成させるためであり、これを１０〜５０℃／ｓｅｃとした。１０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度ではε−Ｍｓ相の生成が不十分となる為である。
第６工程において、この鋼を更に１〜３０％以下の冷間加工を施すことによってε−Ｍｓ相の体積％を増大させること又は冷間加工によって鋼の強度を上げる製造方法を開示している。
これは、用途によって必要な制振性や機械的性質或いは硬さを得るために必要に応じて選択することができる。
ここで、冷間加工率を１〜３０％としたのは、冷間加工率が３０％を超えると生成するε−Ｍｓ相の体積％が５０％を超えるために、逆に有効なε−Ｍｓ相の振動が阻害されるので制振性が低下するためである。
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、冷間加工する工程、
第４工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間の、クロム炭化物析出処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第６工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んでなる工程によって、制振性に優れた鋼の製造方法を提案している。
ここで、特に、本発明における重要な工程は、第４工程、第５工程及び第６工程である。
第４工程は、所謂、固溶体化熱処理であり、熱処理温度を８００〜１１００℃としたのは、８００℃未満の温度では冷間加工歪除去及びオーステナイト化が不十分となるためであるために制振性発現が不十分となるためであり、１１００℃を超えるとオーステナイト結晶粒度が粗大化して機械的性質が不良となるためである。
第４及び５工程において急速冷却する理由は、γ−相からε−Ｍｓ相への相転移に於いて、効果的に熱誘起ε−Ｍｓ相を生成させるためであり、これを１０〜５０℃／ｓｅｃとした。１０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度ではε−Ｍｓ相の生成が不十分となる為である。
第６工程において、この鋼を更に１〜３０％以下の冷間加工を施すことによってε−Ｍｓ相の体積％を増大させること又は冷間加工によって鋼の強度を上げる製造方法を開示している。
これは、用途によって必要な制振性や機械的性質或いは硬さを得るために必要に応じて選択することができる。
ここで、冷間加工率を１〜３０％としたのは、冷間加工率が３０％を超えると生成するε−Ｍｓ相の体積％が５０％を超えるために、逆に有効なε−Ｍｓ相の振動が阻害されるので制振性が低下するためである。
本発明の請求項６の記載事項は、熱間圧延のみで所望の形状に仕上げる場合を記載したものであり、技術思想は請求項５と同様である。
本発明の請求項７の記載事項において、鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用されることを特徴とする、請求項１乃至４の何れかに記載した制振性に優れた鋼によって構成される制振体を開示している。
ここで、本発明になる制振性に優れた鋼を使用する場合に留意すべきことは、本発明の鋼材形状を適用される振動環境に合わせた１次共振周波数にすることによって初めて、効果的に振動吸収効果を発揮することができる。この指標を基に適用環境において効果的な制振性を発揮できるようにする適用指針を提示することは、本発明の極めて重要な発明要素である。
個々に適用される制振体についての説明は、実験例４によって詳述する。
ここで、本発明になる制振性に優れた鋼を使用する場合に留意すべきことは、本発明の鋼材形状を適用される振動環境に合わせた１次共振周波数にすることによって初めて、効果的に振動吸収効果を発揮することができる。この指標を基に適用環境において効果的な制振性を発揮できるようにする適用指針を提示することは、本発明の極めて重要な発明要素である。
個々に適用される制振体についての説明は、実験例４によって詳述する。
本発明は、冷間加工性を向上させて、製造コストを抑制して、高強度で良好な低温靭性を付与可能な制振性に優れた鋼及びその製造方法を提示するものである。この制振性に優れた鋼の使用目的によっては、ばね性、加工性、耐高温酸化性、耐腐食性及び磁性等の振動減衰能以外の特性を付与する必要がある場合には、本発明の基本要件である化学組成以外に、例えば、元素記号表示で、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂ或いはＣａ等の元素を適宜添加することができるが、これらは本発明の範囲内である。
「ＲＥＭ」は、希土類元素一般を示す。
「ＲＥＭ」は、希土類元素一般を示す。
以下、本発明を実験例によって説明する。
［実験例１］
実験例１として、表４に示す組成の鋼を溶製した。
ここで、表４に記載されていない元素について説明すると、窒素は、溶製時に不可避的に侵入するもので０．００８〜０．１０％の範囲とした。
リン（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）はいずれも０．０１％以下とした。
ニッケル（Ｎｉ）は、ＳＵＳ３０４以外では意図的には添加しなかった。
これを１０００℃で２時間加熱し、仕上げ温度８５０℃で熱間加工して１０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
これを、これを、９５０℃で真空中で１時間熱処理して急速冷却して１０ｍｍ角×５０ｍｍのシャルピー試験片とした。
更に、半分の供試材を１．０ｍｍ厚まで冷間加工して、真空中で９５０℃、１時間の熱処理を行った後に急速冷却した。
このとき、５００℃から常温までの冷却速度は２０℃／秒であった。
さらに、クロム炭化物の析出処理として、７００℃で３０分間の熱処理を行った後、水中に急速冷却した。
この材料の積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）を数式２によって計算した。数式中の固溶炭素重量百分率［％Ｃ］は、前述の図５の関係から読み取った値を使用した。
鋼中のε−Ｍｓ相の体積％をＸ線回折法によって求めた。
更に、片持ち梁方式によって損失係数（η）を測定した。
損失係数（η）の測定方法は一端をクランプで固定し振動部のサイズは１．０ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ長であり固定部を３Ｇ（３×９８０ｍｍ／ｓ２）の加速度で衝撃を与え自由減衰時間及び振動周波数を測定して損失係数（η）を求めた。このときの振動歪は１０−４レベルであった。
冷間加工性は、試験用圧延機によって供試用サンプルを試作する際に次の熱処理が必要となるまでの冷間圧延率によって評価した。
冷間加工性評価の具体的な方法と結果については、実験例３に詳述する。
特に、表４において、本発明例１４と比較例９は同一の化学組成の材料であるが、本発明例１４は、クロム炭化物析出処理を施した場合であり、比較例９はそれをしなかった場合の各特性を比較したものである。
これによって、高強度を目的として採用する、炭素重量百分率が０．１０〜０．２０％の比較的高い領域でのクロム炭化物析出処理の効果を比較することができる。
総合評価として、優良（◎）、良好（○）及び不可（×）の記号によって表わした。
実験例１として、表４に示す組成の鋼を溶製した。
ここで、表４に記載されていない元素について説明すると、窒素は、溶製時に不可避的に侵入するもので０．００８〜０．１０％の範囲とした。
リン（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）はいずれも０．０１％以下とした。
ニッケル（Ｎｉ）は、ＳＵＳ３０４以外では意図的には添加しなかった。
これを１０００℃で２時間加熱し、仕上げ温度８５０℃で熱間加工して１０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
これを、これを、９５０℃で真空中で１時間熱処理して急速冷却して１０ｍｍ角×５０ｍｍのシャルピー試験片とした。
更に、半分の供試材を１．０ｍｍ厚まで冷間加工して、真空中で９５０℃、１時間の熱処理を行った後に急速冷却した。
このとき、５００℃から常温までの冷却速度は２０℃／秒であった。
さらに、クロム炭化物の析出処理として、７００℃で３０分間の熱処理を行った後、水中に急速冷却した。
この材料の積層欠陥エネルギーＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）を数式２によって計算した。数式中の固溶炭素重量百分率［％Ｃ］は、前述の図５の関係から読み取った値を使用した。
鋼中のε−Ｍｓ相の体積％をＸ線回折法によって求めた。
更に、片持ち梁方式によって損失係数（η）を測定した。
損失係数（η）の測定方法は一端をクランプで固定し振動部のサイズは１．０ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ長であり固定部を３Ｇ（３×９８０ｍｍ／ｓ２）の加速度で衝撃を与え自由減衰時間及び振動周波数を測定して損失係数（η）を求めた。このときの振動歪は１０−４レベルであった。
冷間加工性は、試験用圧延機によって供試用サンプルを試作する際に次の熱処理が必要となるまでの冷間圧延率によって評価した。
冷間加工性評価の具体的な方法と結果については、実験例３に詳述する。
特に、表４において、本発明例１４と比較例９は同一の化学組成の材料であるが、本発明例１４は、クロム炭化物析出処理を施した場合であり、比較例９はそれをしなかった場合の各特性を比較したものである。
これによって、高強度を目的として採用する、炭素重量百分率が０．１０〜０．２０％の比較的高い領域でのクロム炭化物析出処理の効果を比較することができる。
総合評価として、優良（◎）、良好（○）及び不可（×）の記号によって表わした。
以下、表４について詳述する。
本発明例１〜１４は、シリコンを本発明の推奨範囲内である０．５〜１．０重量％を添加した例である。
ここで、本発明例１〜３は、ＳＦＥ値は、１０ｍＪ／ｍ２以下であり、ε−Ｍｓ相体積％は、本発明の請求範囲内であるので損失係数（η）、冷間加工性及び低温靭性は極めて良好である。特に、本発明例３においては、シリコンを０，８％添加しているので、クロムが６．０重量％でもＳＦＥの条件を満たせば極めて良好な制振性を示すことが確認できた。
次に、本発明例４〜１４は、ＳＦＥ値が２０ｍＪ／ｍ２以下でありε−Ｍｓ相体積％は本発明の請求範囲内であるので、損失係数（η）及び靭性は良好である。特に、クロムについては、ＳＦＥの条件を満足する範囲である、７．０重量％（本発明例５，７及び９）或いは５．０重量％（本発明例１２）においても良好な制振性発現が確認された。
比較例１及び２については、ＳＦＥ、ε−Ｍｓ相体積％及び損失係数（η）の指標からの判断では、良好（○）であるが、マンガン量が２２．０及び１９．０重量％と高いために材料が硬く冷間加工性の観点から量産出来ないので総合評価は不可としており、これは実験例３の項において詳述する。
比較例３は、シリコン無添加のために制振性が不良である。
比較例４は、シリコン量が過大なので、材料が硬く加工コスト高いので実生産ができない。
比較例５は、マンガン量が不足しているため制振性が不良である。
比較例６は、クロム量が過大のため、母相がγ−相及びα−相の２相域となっているために、ε−Ｍｓ相の生成量が少ないので損失係数（η）も不十分である。
比較例７は、窒素をＡｌＮの形に固定するに必要なＡｌが不足しているために、ε−Ｍｓ相の作用を阻害している。
比較例８は、炭素量が０．２０重量％を超えているために、制振性及び低温靭性が不良である。
比較例９は、クロム炭化物析出の熱処理をしなかった例であり、過剰の固溶炭素がε−Ｍｓ相の制振性発揮を阻害している。即ち、本発明例との比較によって、クロム炭化物析出処理による高炭素領域での制振性改善効果が顕著である。
比較例１０は、ＳＵＳ３０４であるが、制振性は発現していないが、低温靭性に優れている量産材料なので比較のために掲載した。
本発明例１〜１４は、シリコンを本発明の推奨範囲内である０．５〜１．０重量％を添加した例である。
ここで、本発明例１〜３は、ＳＦＥ値は、１０ｍＪ／ｍ２以下であり、ε−Ｍｓ相体積％は、本発明の請求範囲内であるので損失係数（η）、冷間加工性及び低温靭性は極めて良好である。特に、本発明例３においては、シリコンを０，８％添加しているので、クロムが６．０重量％でもＳＦＥの条件を満たせば極めて良好な制振性を示すことが確認できた。
次に、本発明例４〜１４は、ＳＦＥ値が２０ｍＪ／ｍ２以下でありε−Ｍｓ相体積％は本発明の請求範囲内であるので、損失係数（η）及び靭性は良好である。特に、クロムについては、ＳＦＥの条件を満足する範囲である、７．０重量％（本発明例５，７及び９）或いは５．０重量％（本発明例１２）においても良好な制振性発現が確認された。
比較例１及び２については、ＳＦＥ、ε−Ｍｓ相体積％及び損失係数（η）の指標からの判断では、良好（○）であるが、マンガン量が２２．０及び１９．０重量％と高いために材料が硬く冷間加工性の観点から量産出来ないので総合評価は不可としており、これは実験例３の項において詳述する。
比較例３は、シリコン無添加のために制振性が不良である。
比較例４は、シリコン量が過大なので、材料が硬く加工コスト高いので実生産ができない。
比較例５は、マンガン量が不足しているため制振性が不良である。
比較例６は、クロム量が過大のため、母相がγ−相及びα−相の２相域となっているために、ε−Ｍｓ相の生成量が少ないので損失係数（η）も不十分である。
比較例７は、窒素をＡｌＮの形に固定するに必要なＡｌが不足しているために、ε−Ｍｓ相の作用を阻害している。
比較例８は、炭素量が０．２０重量％を超えているために、制振性及び低温靭性が不良である。
比較例９は、クロム炭化物析出の熱処理をしなかった例であり、過剰の固溶炭素がε−Ｍｓ相の制振性発揮を阻害している。即ち、本発明例との比較によって、クロム炭化物析出処理による高炭素領域での制振性改善効果が顕著である。
比較例１０は、ＳＵＳ３０４であるが、制振性は発現していないが、低温靭性に優れている量産材料なので比較のために掲載した。
更に、表４をグラフ化した図５、６及び７によって詳細に説明する。
図５は、ＳＦＥとε−Ｍｓ相体積％との関係を示すが、比較例６は、クロム組成比２１重量％の場合であり、γ−相及びα−相の２相域となっているために、ε−Ｍｓ相の生成量が少ないので損失係数（η）も不十分である。
図６は、ε−Ｍｓ相体積％と損失係数（η）との関係を示すが、比較例７は、アルミニウムの添加量が過少のために固溶している窒素が損失係数（η）を低下させている為にε−Ｍｓ相体積％と損失係数（η）との関係が外れている。
図７は、マンガン含有量とε−Ｍｓ相体積％との関係を示しているが、比較例のシリコン無添加に対して本発明例はシリコンを０．５．〜１．０重量％の微量添加によってマンガン量が１８重量％未満であっても必要なε−Ｍｓ相の生成領域を増大することができることを示したものであり本発明の主要な効果を示している。
これらから明らかなように、例えば、本発明例１〜１４は、優れた制振性とＳＵＳ３０４並みの優れた低温靭性を発揮することが確認され、本発明の正当性を実証できた。
図１１は、本発明の代表例として本発明例１と比較例１０（ＳＵＳ３０４）の制振性能（損失係数（η））、機械的性質、低温靭性（シャルピー吸収エネルギー）及び自由振動減衰波形を比較したものである。
図５は、ＳＦＥとε−Ｍｓ相体積％との関係を示すが、比較例６は、クロム組成比２１重量％の場合であり、γ−相及びα−相の２相域となっているために、ε−Ｍｓ相の生成量が少ないので損失係数（η）も不十分である。
図６は、ε−Ｍｓ相体積％と損失係数（η）との関係を示すが、比較例７は、アルミニウムの添加量が過少のために固溶している窒素が損失係数（η）を低下させている為にε−Ｍｓ相体積％と損失係数（η）との関係が外れている。
図７は、マンガン含有量とε−Ｍｓ相体積％との関係を示しているが、比較例のシリコン無添加に対して本発明例はシリコンを０．５．〜１．０重量％の微量添加によってマンガン量が１８重量％未満であっても必要なε−Ｍｓ相の生成領域を増大することができることを示したものであり本発明の主要な効果を示している。
これらから明らかなように、例えば、本発明例１〜１４は、優れた制振性とＳＵＳ３０４並みの優れた低温靭性を発揮することが確認され、本発明の正当性を実証できた。
図１１は、本発明の代表例として本発明例１と比較例１０（ＳＵＳ３０４）の制振性能（損失係数（η））、機械的性質、低温靭性（シャルピー吸収エネルギー）及び自由振動減衰波形を比較したものである。
［実験例２］
実験例２は、本発明の請求項５及び６関するものである。
即ち、損失係数（η）を発現するε−Ｍｓ相を効果的に生成させ、かつ、良好な低温靭性を持つ鋼を得るための製造条件に関するものであり、本発明の主要な要件を実証するものである。
表４に記載した本発明例１の材料を用いた。
これを１０００℃で２時間加熱し、加工仕上げ温度８５０℃で熱間加工して１０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これを、８００℃×１ｈｒ、真空中で溶体化熱処理を行った後、表５に示す条件で冷却及び冷間加工を施した。これらより、５ｍｍ角×５００ｍｍの小型シャルピー試験片を採取した。
械的性質及び損失係数（η）の測定には、上記の１０ｍｍ厚の熱延板を冷間圧延によって、１．０ｍｍ厚の冷間圧延板として、これを、同様に、８００℃×１ｈｒ、真空中で溶体化熱処理を行った後、表５に示す条件で冷却及び冷間加工を施した。
冷却条件としては、水冷条件は、２０℃／秒であり、空冷条件は、０．０６℃／秒であった。
表５に、これらの機械的性質、制振性（損失係数（η））及び低温靭性（ｖＥ−１９６℃）の測定結果を示す。
低温靭性を付加した制振性に優れた鋼は、損失係数（η）と低温靭性（ｖＥ−１９６℃）が重要である。
一方、ばね性を付与した制振性に優れた鋼は、損失係数（η）と機械的性質（ばね性）が重要である。
実験例２は、本発明の請求項５及び６関するものである。
即ち、損失係数（η）を発現するε−Ｍｓ相を効果的に生成させ、かつ、良好な低温靭性を持つ鋼を得るための製造条件に関するものであり、本発明の主要な要件を実証するものである。
表４に記載した本発明例１の材料を用いた。
これを１０００℃で２時間加熱し、加工仕上げ温度８５０℃で熱間加工して１０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これを、８００℃×１ｈｒ、真空中で溶体化熱処理を行った後、表５に示す条件で冷却及び冷間加工を施した。これらより、５ｍｍ角×５００ｍｍの小型シャルピー試験片を採取した。
械的性質及び損失係数（η）の測定には、上記の１０ｍｍ厚の熱延板を冷間圧延によって、１．０ｍｍ厚の冷間圧延板として、これを、同様に、８００℃×１ｈｒ、真空中で溶体化熱処理を行った後、表５に示す条件で冷却及び冷間加工を施した。
冷却条件としては、水冷条件は、２０℃／秒であり、空冷条件は、０．０６℃／秒であった。
表５に、これらの機械的性質、制振性（損失係数（η））及び低温靭性（ｖＥ−１９６℃）の測定結果を示す。
低温靭性を付加した制振性に優れた鋼は、損失係数（η）と低温靭性（ｖＥ−１９６℃）が重要である。
一方、ばね性を付与した制振性に優れた鋼は、損失係数（η）と機械的性質（ばね性）が重要である。
表５について詳細に説明する。
試験Ｎｏ．１−１〜１−５は、８００℃で溶体化熱処理後に水中に急冷した場合である。
試験Ｎｏ．２−１〜２−５は、８００℃で溶体化熱処理後に空冷した場合である。
試験Ｎｏ．１−１及び１−２に示すように、８００℃で熱処理後水中急冷のまま又はこれに５％程度の軽い冷間加工を加えたときに、制振性及び低温靭性にすぐれた鋼を得ることができる。
試験Ｎｏ．１−３及び１−４は、使用目的によって引張り強度を必要とした場合を想定したものであるが、低温靭性は冷間加工によって当然低下するが制振性は優れている。
このように、熱処理後に急冷することによって、熱誘起ε−Ｍｓ相を生成させる製造方法は様々な用途に対応できる。
ただし、３５％程度の冷間加工を加えると制振性も劣化する。
一方、試験Ｎｏ．２−１〜２−５の場合は、８００℃で熱処理後に徐冷した場合であるが、熱処理のまま、或いは、軽加工を加えた程度では制振性の発現が不十分であり、制振性と低温靭性が共に優れる条件を見出すことが出来ない。
このことは、急速冷却処理をすることによって始めて、制振性及び低温靭性共に優れた鋼を安定して製造できることを示している。
試験Ｎｏ．１−１〜１−５は、８００℃で溶体化熱処理後に水中に急冷した場合である。
試験Ｎｏ．２−１〜２−５は、８００℃で溶体化熱処理後に空冷した場合である。
試験Ｎｏ．１−１及び１−２に示すように、８００℃で熱処理後水中急冷のまま又はこれに５％程度の軽い冷間加工を加えたときに、制振性及び低温靭性にすぐれた鋼を得ることができる。
試験Ｎｏ．１−３及び１−４は、使用目的によって引張り強度を必要とした場合を想定したものであるが、低温靭性は冷間加工によって当然低下するが制振性は優れている。
このように、熱処理後に急冷することによって、熱誘起ε−Ｍｓ相を生成させる製造方法は様々な用途に対応できる。
ただし、３５％程度の冷間加工を加えると制振性も劣化する。
一方、試験Ｎｏ．２−１〜２−５の場合は、８００℃で熱処理後に徐冷した場合であるが、熱処理のまま、或いは、軽加工を加えた程度では制振性の発現が不十分であり、制振性と低温靭性が共に優れる条件を見出すことが出来ない。
このことは、急速冷却処理をすることによって始めて、制振性及び低温靭性共に優れた鋼を安定して製造できることを示している。
［実験例３］
実験例３は、本発明の制振性に優れた鋼の冷間加工性の評価に関するものである。
表６は、本発明例１（Ｍｎ：１６％）、本発明例８（Ｍｎ：８％）、比較例１（Ｍｎ：２２％）及び比較例１０（Ｍｎ：１％、ＳＵＳ３０４）のマンガン（Ｍｎ）含有量の異なる鋼について、試験圧延機（ワークロール径８５ｍｍφの４段圧延機）によって、２．０ｍｍから約０．０３ｍｍ厚までの冷間圧延における中間熱処理回数と次の熱処理が必要となるまでの冷間圧延率を測定したものである。
本発明例１又は８は、２．０ｍｍから約０．０３ｍｍまでに中間熱処理回数は３回であり、次の中間熱処理までの平均冷間圧延率は６３〜７０％である。これはＳＵＳ３０４（比較例１０）と同等であることが確認され、実生産可能との総合評価である。
これに対して、比較例１（Ｍｎ：２２％）は、９回の中間熱処理が必要となり、次の中間熱処理までの平均冷間圧延率は３５％である。これは、実生産における冷間加工のコストが過大となるために実用化が阻害されていることが明白に示されている。
実験例３は、本発明の制振性に優れた鋼の冷間加工性の評価に関するものである。
表６は、本発明例１（Ｍｎ：１６％）、本発明例８（Ｍｎ：８％）、比較例１（Ｍｎ：２２％）及び比較例１０（Ｍｎ：１％、ＳＵＳ３０４）のマンガン（Ｍｎ）含有量の異なる鋼について、試験圧延機（ワークロール径８５ｍｍφの４段圧延機）によって、２．０ｍｍから約０．０３ｍｍ厚までの冷間圧延における中間熱処理回数と次の熱処理が必要となるまでの冷間圧延率を測定したものである。
本発明例１又は８は、２．０ｍｍから約０．０３ｍｍまでに中間熱処理回数は３回であり、次の中間熱処理までの平均冷間圧延率は６３〜７０％である。これはＳＵＳ３０４（比較例１０）と同等であることが確認され、実生産可能との総合評価である。
これに対して、比較例１（Ｍｎ：２２％）は、９回の中間熱処理が必要となり、次の中間熱処理までの平均冷間圧延率は３５％である。これは、実生産における冷間加工のコストが過大となるために実用化が阻害されていることが明白に示されている。
［実験例４］
本発明に係る鋼をその制振性能を効果的に発揮させるには、その制振体の１次共振周波数を、適用する振動環境に適するようにした制振体の構造にする必要がある。
そこで、本発明者らは、本発明になる鋼について、箔、板及び棒の単純な断面積の様々な寸法と１次共振周波数との関係を図９に示す実験によって求めた。
図１０は、１次共振周波数を求めるための周波数応答関数の１例である。
サンプル（振動部）の横断面積Ｓ（ｍｍ２）、長さをＬ（ｍｍ）から数式８によって求められる形状ファクタＦ（以下、「形状ファクタＦ」という。）と１次共振周波数ｆｎとの関係を試行錯誤によって求めた。
結果を表７及び図１４に示す。
これによって、下記の実験式（数式９）の関係が導出された。
即ち、ｆｎ＝Ｃ×Ｆの関係にあることがわかった。
ただし、数式９における係数（Ｃ）は、本発明に係る制振性に優れた鋼にのみ適用されるものであり、他の材料では別途測定しなければならない。
また上記の関係は、Ｆが０．０００１〜１．０の広い範囲で適用できることが確認された。
本発明に係る制振性に優れた鋼において、形状ファクタＦは数式８により算出され、１次共振周波数ｆｎ（Ｈｚ）は、数式９により算出される。
本発明に係る鋼をその制振性能を効果的に発揮させるには、その制振体の１次共振周波数を、適用する振動環境に適するようにした制振体の構造にする必要がある。
そこで、本発明者らは、本発明になる鋼について、箔、板及び棒の単純な断面積の様々な寸法と１次共振周波数との関係を図９に示す実験によって求めた。
図１０は、１次共振周波数を求めるための周波数応答関数の１例である。
サンプル（振動部）の横断面積Ｓ（ｍｍ２）、長さをＬ（ｍｍ）から数式８によって求められる形状ファクタＦ（以下、「形状ファクタＦ」という。）と１次共振周波数ｆｎとの関係を試行錯誤によって求めた。
結果を表７及び図１４に示す。
これによって、下記の実験式（数式９）の関係が導出された。
即ち、ｆｎ＝Ｃ×Ｆの関係にあることがわかった。
ただし、数式９における係数（Ｃ）は、本発明に係る制振性に優れた鋼にのみ適用されるものであり、他の材料では別途測定しなければならない。
また上記の関係は、Ｆが０．０００１〜１．０の広い範囲で適用できることが確認された。
本発明に係る制振性に優れた鋼において、形状ファクタＦは数式８により算出され、１次共振周波数ｆｎ（Ｈｚ）は、数式９により算出される。
［数式８］
Ｆ＝Ｓ／Ｌ２ （８）
［数式９］
ｆｎ（Ｈｚ）＝１．０×１０５×Ｆ （９）
Ｆ＝Ｓ／Ｌ２ （８）
［数式９］
ｆｎ（Ｈｚ）＝１．０×１０５×Ｆ （９）
表８は、本発明に係る制振性に優れた鋼を制振体として適用した例である。
そのときの制振体の形状ファクタＦ及び１次共振周波数を併せて記載した。
ここで、複雑な断面形状や長さ方向で断面形状が変化するような用途の場合には、本発明の技術思想を基にして最も適した実験によって見かけの１次共振周波数を測定することによって、本発明の思想を適用することができる。
そのときの制振体の形状ファクタＦ及び１次共振周波数を併せて記載した。
ここで、複雑な断面形状や長さ方向で断面形状が変化するような用途の場合には、本発明の技術思想を基にして最も適した実験によって見かけの１次共振周波数を測定することによって、本発明の思想を適用することができる。
表９は、該制振性に優れた鋼を制振体に適用するに際しての振動環境、制振体の１次共振周波数及びそれを得るための制振体の寸法設計の考え方、さらに、その適用結果の評価を記載した。
これによると、本発明になる制振性に優れた鋼は、各々の適用分野において、上記の関係を適用することによって振動吸収が効果的に発現するに必要な振動振幅となり、優れた制振性能を発揮することが明らかとなった。
これによると、本発明になる制振性に優れた鋼は、各々の適用分野において、上記の関係を適用することによって振動吸収が効果的に発現するに必要な振動振幅となり、優れた制振性能を発揮することが明らかとなった。
以上の記述より明らかなように、本発明による制振性に優れた鋼は、振動・騒音低減、衝突安全の要請に応えることができる、靭性を付加することが出来、かつ、衝撃振動吸収能を有する制振鋼、その製造方法及び該鋼によって構成される制振体を提供することができる。
制振体の具体例は、鋼球、ころがり軸受、ボールねじ、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器である。
本発明により、制振性にすぐれた鋼を製造するためには必須な元素であるマンガンの含有量を顕著に低減することが実現できることから、製造コストを顕著に低減することを可能とし、さらには、制振に優れた鋼を安価に大量に提供することを可能とするので、産業上の利用価値が高い。
制振体の具体例は、鋼球、ころがり軸受、ボールねじ、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、自動車シート、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器である。
本発明により、制振性にすぐれた鋼を製造するためには必須な元素であるマンガンの含有量を顕著に低減することが実現できることから、製造コストを顕著に低減することを可能とし、さらには、制振に優れた鋼を安価に大量に提供することを可能とするので、産業上の利用価値が高い。
Claims (7)
- 炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．１０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］として含む鋼であって、
数式１によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
優れた靭性、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （１）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４） - 炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
残部を鉄の重量百分率［％Ｆｅ］、ニッケルの重量百分率［％Ｎｉ］、窒素の重量百分率［％Ｎ］、固溶炭素重量百分率［％Ｃ］として含み、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、クロム炭化物析出のための熱処理を施す鋼であって、
数式２によって計算される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）（ｍＪ／ｍ２）が、数式３を満足し、
Ｘ線回折法によって測定されたイプシロン・マルテンサイト相の体積パーセント［％ε−Ｍｓ相］が、数式４を満足する、
高強度で、優れた冷間加工性、及び、優れた制振性を有することを特徴とする、請求項１に記載した制振性鋼。
［数式２］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝２５．７＋２×［％Ｎｉ］＋４１０×［％Ｃ］−０．９×［％Ｃｒ］−７７×［％Ｎ］−１３×［％Ｓｉ］−１．２×［％Ｍｎ］ （２）
［数式３］
−２０（ｍＪ／ｍ２） ≦ ＳＦＥ ≦ ２０（ｍＪ／ｍ２） （３）
［数式４］
１０［体積％］ ≦ ［％ε−Ｍｓ相］ ≦ ５０［体積％］ （４） - 片持ち梁法によって測定した制振性を表す損失係数（η）が、数式５を満足することを特徴とする請求項１乃至２の何れかに記載した制振性鋼。
［数式５］
０．００５ ≦ η ≦ ０．１０ （５） - 日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５ 金属材料のシャルピー衝撃試験方法）に規定する試験方法に従って、−１９６℃の試験温度でのシャルピー試験（Ｃｈａｒｐｙ ｔｅｓｔ）において、ハンマ重量Ｗ［Ｎ］、回転軸中心線からハンマ重心までの距離Ｒ［ｍ］、持上げ角度α［ｄｅｇ］の条件で、試験片の切り欠き背面にハンマで衝撃荷重を与えたときに、その後の振り上がり角度β［ｄｅｇ］に基づいて、数式６により計算される試験片が吸収したエネルギーであって、
鋼の低温靱性の尺度であるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６℃［Ｊ］が、数式７を満足することを特徴とする、請求項１乃至３の何れかに記載した制振性鋼。
［数式６］
ｖＥ−１９６℃ ＝ Ｗ × Ｒ × （ｃｏｓβ−ｃｏｓα） （６）
［数式７］
５０（Ｊ） ≦ ｖＥ−１９６℃ ≦ ２８０（Ｊ） （７） - 炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、冷間加工する工程、
第４工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第６工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする、請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。 - 炭素の重量百分率［％Ｃ］を０．００１〜０．２０［％］、
シリコンの重量百分率［％Ｓｉ］を０．０１〜３．０［％］、
マンガンの重量百分率［％Ｍｎ］を５．０〜１８．０［％］、
クロムの重量百分率［％Ｃｒ］を０．０１〜２０．０［％］、
アルミニウムの重量百分率［％Ａｌ］を０．００１〜０．１０［％］、
且つ、残部を鉄及び不可避元素として含んでなる鋼を、
第１工程として、９５０〜１２００℃で、１〜５時間、加熱する工程、
第２工程として、加工仕上がり温度７５０〜９５０℃で、熱間加工する工程、
第３工程として、８００〜１１００℃で、１〜６０分間、溶体化熱処理をした後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第４工程として、必要に応じて、５００〜８００℃で、１〜６０分間、熱処理した後、５００℃から２０℃までの温度領域を、１０〜５０（℃／ｓｅｃ）の冷却速度で急速冷却する工程、
第５工程として、必要に応じて、冷間加工率１〜３０％の冷間加工を施す工程、
を含んで構成されることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載した制振性鋼の製造方法。 - 鋼球、ころがり軸受、ボルト・ナット、切削工具支持体、ＨＤＤ用サスペンション、板ばね、コイルばね、自動車排気管、自動車補強材、建造物免震支持体、超電導体冷却用冷媒液体容器に適用されることを特徴とする、請求項１乃至６の何れかに記載した制振性鋼によって構成される制振体。
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