JP2015163725A - Fe基制振合金およびその製造方法ならびにFe基制振合金材 - Google Patents
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Abstract
Description
Mnはマルテンサイト相の生成を促進する元素である。Mnの含有量を調節することにより、マルテンサイト変態の開始温度(Ms)及び終了温度(Mf)、逆マルテンサイト変態の開始温度(As)及び終了温度(Af)、並びにキュリー温度(Tc)を変化させることができる。Mnの含有量が25原子%未満である場合、母相のBCC構造が安定過ぎるために、使用温度においてマルテンサイト組織が形成されない場合がある。一方、42原子%超である場合、母相がBCC構造とならなくなる。Mnの含有量は、その下限を30原子%とするのが望ましく、上限を40原子%とするのが望ましく、さらに下限を34原子%とするのが一層望ましく、上限を38原子%とするのが一層望ましい。
AlはBCC構造を有する母相の生成を促進する元素である。Alの含有量が12原子%未満である場合、母相がFCC構造になる。一方、18原子%超である場合、BCC構造が安定過ぎてマルテンサイト変態を生じない。Alの含有量は、その下限を13とするのが望ましく、上限を17原子%とするのが望ましく、さらに下限を14原子%とするのが一層望ましく、上限を16原子%とするのが一層望ましい。
Niは母相に規則相を析出させ、熱弾性型マルテンサイトの生成を促進する元素である。Niの含有量が5原子%未満である場合、熱弾性型マルテンサイトが得られない。一方、12原子%超である場合、延性が低下してしまう。Niの含有量は、その上限10原子%とするのが望ましく、さらに下限を6原子%とするのが一層望ましく、上限を8原子%とするのが一層望ましい。
本発明の一実施形態に係るFe基双晶型制振合金は、溶解鋳造、鍛造、熱間加工(熱間圧延等)、冷間加工(冷間圧延、伸線加工等)、プレス加工等により所望の形状に成形した後、溶体化処理を施すことにより製造することができる。合金の溶製、加工に関しては本発明としては特に限定されるものではなく、常法を採用することができる。
また、溶体化処理は、10分間以上加熱保持するのが望ましい。10分間未満の加熱保持では、十分に溶体化できず、また、結晶粒成長も進まない。
溶体化処理後の冷却における冷却速度は200℃/秒以上が好ましく、500℃/秒以上がより好ましい。冷却は水等の冷媒に入れるか、又は空冷により行うことができる。
初期加熱工程及び再加熱工程は1100〜1300℃で行うのが望ましく、下限を1200℃、上限を1250℃とするのが一層望ましい。
初期加熱工程後の徐冷では、冷却速度を500℃/時間以下とするのが望ましく、10〜50℃/時間とするのが一層望ましい。
徐冷に伴って析出するFCC相はピン止め効果を示すが、再加熱工程ではピン止め効果が減少することによって急激な結晶粒成長が起こる。冷却速度が500℃/時間を超えるとFCC相析出量の低下により粗粒化の効果が得られない。
徐冷では、300〜1000℃のいずれかの温度まで徐冷すればよく、それ以降の冷却速度は特に限定されない。また、徐冷した後、直ちに再加熱工程に移行するものであってもよい。
結晶粒成長を促進することを目的として、徐冷工程及び再加熱工程を繰り返すこともできるが、その場合の徐冷、再加熱及び再加熱後の冷却時には、上記と同じ条件とすることが望ましい。
本発明のFe基制振合金は、BCC構造の母相(α相)からマルテンサイト変態する。Msより高い温度域ではBCC構造の母相組織を有し、Mfより低い温度域ではマルテンサイト組織を有する。本合金では、マルテンサイト組織における双晶境界の移動により振動を抑制することから、多くのマルテンサイト組織が得られる温度域で使用することが好ましい。また、本合金では、冷却中の析出により生じたFCC構造のγ相が少量存在しても良い。γ相は溶体化後又は再加熱工程後の冷却中に粒界を中心に析出したり、溶体化温度又は再加熱温度において析出したりして延性向上に寄与するが、多量に出現すると制振特性を損なう。延性向上のためにγ相を析出させる場合は、体積分率で10%以下が好ましく、5%以下がより好ましい。マルテンサイト相の結晶構造は2M又は8M、10M、14M等の長周期構造である。
本発明のFe基制振合金は、室温においてマルテンサイト組織を示す。本発明の使用温度域としては、室温からマルテンサイト組織を示す温度範囲において、制振合金として使用することができる。
本発明のFe基制振合金では、溶体化処理後の時効処理時に規則相の一つであるB2相が析出する。B2相は高い析出強化作用を示すことから、マルテンサイト相又はBCC相中に、微細なB2相が分散した組織を呈することが望ましい。
Fe基制振合金は熱間加工性及び冷間加工性に富むことから、棒や板等の形状に容易に成形加工することができる。
dav≧R又はdav≧2Rの条件を満たしても、結晶粒には粒径分布があるので、半径R未満の粒径dを有する結晶粒も存在する。より良好な制振特性を有するFe基制振合金とするために、結晶粒径dが半径R以上の領域が棒材の全長の30%以上であるのが好ましく、60%以上であるのがより好ましい。
dav≧T又はdav≧2Tの条件を満たしても、結晶粒には粒径分布があるので、厚さT未満の粒径dを有する結晶粒も存在する。より良好な制振特性を有するFe基制振合金とするために、結晶粒径dが厚さT以上の領域が板材の全面積の30%以上であるのが好ましく、60%以上であるのがより好ましい。
Fe基制振合金からなる棒材及び板材は、その制振特性を利用して旋盤、フライス盤等の工作機械や、各種ポンプ、モーター、コンプレッサー等の産業用機器等に適用することができる。
表1に、供試材として用意した本発明の成分範囲になる発明鋼と、本発明の成分範囲を外れた比較鋼の化学組成(残部Fe及びその他の不可避不純物)を示す。
供試材は、VIM(vacuum induction melting)で溶製し、熱処理に供した。
熱処理は、図1に示すパターンで行い、初期加熱及び再加熱条件ともに1200℃で1時間の等温保持とした。徐冷時の冷却速度及びその後の昇温速度はそれぞれ、25℃/時間及び50℃/時間とし、冷却から加熱に転じる温度を900℃とした。再加熱後は水冷による冷却を行った。また、これらの熱処理の後、200℃にて6時間の時効処理を行った。
発明合金においては、いずれも徐冷時にFCC相が母相のBCC相中に析出し、これらはその後の昇温過程において再固溶した。このため、これらの合金においては、いずれも著しい結晶粒成長が生じており、G.S.No.−7.5〜−7.0の粗大な結晶粒が観察された。
発明合金は総じて比較合金よりも高い損失係数を示した。
図2に、図1の条件にて熱処理した発明合金2の光学顕微鏡像を示す。試料全面においてマルテンサイト組織が観察され、主な使用温度域である室温で熱弾性型マルテンサイト組織を示すことが確認された。また、粒界において析出したFCC相が観察され、その面分率は約3%であった。同合金の損失係数に相当するtanδを、粘弾性測定装置(DMS)を用いた粘弾性測定により評価した。引張モードで歪振幅1.0×10−4、2.0×10−4及び4.0×10−4、周波数1Hzの条件で行い、室温から−150℃まで冷却した後、200℃まで加熱して測定した。測定結果を図3に示す。tanδは−150〜200℃の範囲で高い値を示していることから、この温度範囲において本発明の合金を制振合金として使用し得る。
実施例1にて作製した発明合金2の組成から、Feの一部を表2に示す元素に(第5成分)に置換した組成に変更した以外は実施例1と同様の方法で各Fe基合金を作製した。これらの合金の結晶粒度番号および損失係数を実施例1と同様にして測定し、表2に示した。Si、Ti、V、Cr、Co、Cu、Mo、W、B、C等の元素が加えられて耐食性、強度、延性等が改善されたFe基合金は、いずれも発明合金1〜4同様に著しい結晶粒成長を示し、高い損失係数を示した。
図4は、発明合金2に対して図1の熱処理を行った場合の、徐冷工程の最終温度と結晶粒径の関係を示した図である。図1の熱処理を行うことにより、著しい粗粒化が可能となった。
実施例1にて作製した発明合金1〜4に対して、室温にて引張試験を行った。試験結果を表3に示す。いずれも約650〜750MPaの引張強さを示し、制振合金としては優れた強度特性を有することが確認された。本合金では時効によってB2相が析出しており、その析出強化作用によって優れた強度が得られた。
Claims (12)
- 25〜42原子%のMnと、12〜18原子%のAlと、5〜12原子%のNiとを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするFe基制振合金。
- 25〜42原子%のMnと、12〜18原子%のAlと、5〜12原子%のNiとを含有し、さらに0.1〜5原子%のSi、0.1〜5原子%のTi、0.1〜5原子%のV、0.1〜5原子%のCr、0.1〜5原子%のCo、0.1〜5原子%のCu、0.1〜5原子%のMo、0.1〜5原子%のW、0.001〜1原子%のB及び0.001〜1原子%のCからなる群から選ばれた少なくとも1種を合計で15原子%以下含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするFe基制振合金。
- 室温から、熱的に誘起されたマルテンサイト組織を呈する温度範囲までを使用温度域とすることを特徴とする請求項1または2に記載のFe基制振合金。
- 析出により生じたFCC構造の相を有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載のFe基制振合金。
- 請求項1または2に記載の組成を有する合金に対し、1100〜1300℃で溶体化処理する工程を有することを特徴とするFe基制振合金の製造方法。
- 前記組成に調整する工程を有することを特徴とする請求項5記載のFe基制振合金の製造方法。
- 請求項1または2に記載の組成を有する合金に対し、1100〜1300℃で10分以上加熱保持する初期加熱工程と、前記初期加熱工程で加熱された合金を300〜1000℃の温度範囲まで500℃/時間以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程と、前記徐冷工程で徐冷された合金を500℃/時間以下の昇温速度で昇温し、1100〜1300℃で10分以上加熱保持する再加熱工程とを具備することを特徴とする請求項5または6に記載のFe基制振合金の製造方法。
- 前記初期加熱工程後に、前記徐冷工程と前記再加熱工程とを交互に複数回繰り返すようにすることを特徴とする請求項7記載のFe基制振合金の製造方法。
- 前記溶体化処理の後に、100〜350℃で時効処理する工程を有することを特徴とする請求項5〜8のいずれか1項に記載のFe基制振合金の製造方法。
- 前記再加熱工程の後に、100〜350℃で時効処理する工程を有することを特徴とする請求項7〜9のいずれか1項に記載のFe基制振合金の製造方法。
- 請求項1〜4のいずれかに記載のFe基制振合金からなる棒状形状を有し、前記Fe基制振合金の平均結晶粒径が前記棒材の半径以上であることを特徴とするFe基制振合金材。
- 請求項1〜4のいずれかに記載のFe基制振合金からなる板材形状を有し、前記Fe基制振合金の平均結晶粒径が前記板材の厚さ以上であることを特徴とするFe基制振合金材。
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