JP3378565B2 - 高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度でかつ高減
衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法に
関するものである。
衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、制振合金としては、機械的強
度が高く、減衰能が大きい材料の開発が望まれている。
一般の材料では、引張強度が大きい場合は減衰能が小さ
くなる傾向があるので、制振合金の開発では強度と減衰
能の両特性を同時に高めることが求められている。
度が高く、減衰能が大きい材料の開発が望まれている。
一般の材料では、引張強度が大きい場合は減衰能が小さ
くなる傾向があるので、制振合金の開発では強度と減衰
能の両特性を同時に高めることが求められている。
【０００３】制振合金の一例として、鋳造状態で使用す
るものとしては、鋳鉄、Ｍｎ−Ｃｕ合金、Ｍｇ合金（Ｍ
ｇ−Ｚｒ合金、Ｍｇ−Ｎｉ合金等）がある。また、圧延
材としては、Ａｌ−Ｚｎ合金、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金、
Ｔｉ−Ｎｉ合金、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ合金等が知られてい
る。
るものとしては、鋳鉄、Ｍｎ−Ｃｕ合金、Ｍｇ合金（Ｍ
ｇ−Ｚｒ合金、Ｍｇ−Ｎｉ合金等）がある。また、圧延
材としては、Ａｌ−Ｚｎ合金、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金、
Ｔｉ−Ｎｉ合金、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ合金等が知られてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上述した従来の制振合
金のうち、鋳鉄やＭｇ合金は強度が小さく、また鋳造状
態でしか使用出来ないという欠点があった。また、Ｍｎ
−Ｃｕ合金は使用上限温度が１００℃程度で、それ以上
の温度では減衰能が極端に減少する欠点があった。さら
に、Ａｌ−Ｚｎ合金では、Ａｌ中に固溶したＺｎが容易
に時効析出しやすく、減衰能が低下する欠点があった。
さらにまた、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金は、外部磁場や比較
的大きな応力振幅が加わると減衰能が低下する欠点があ
った。
金のうち、鋳鉄やＭｇ合金は強度が小さく、また鋳造状
態でしか使用出来ないという欠点があった。また、Ｍｎ
−Ｃｕ合金は使用上限温度が１００℃程度で、それ以上
の温度では減衰能が極端に減少する欠点があった。さら
に、Ａｌ−Ｚｎ合金では、Ａｌ中に固溶したＺｎが容易
に時効析出しやすく、減衰能が低下する欠点があった。
さらにまた、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金は、外部磁場や比較
的大きな応力振幅が加わると減衰能が低下する欠点があ
った。
【０００５】本発明の目的は上述した課題を解決して、
高強度でかつ高減衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及
びその製造方法を提供しようとするものである。
高強度でかつ高減衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及
びその製造方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度高減衰能
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部からなり、εマルテ
ンサイト相が４０％以上であることを特徴とするもので
ある。
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部からなり、εマルテ
ンサイト相が４０％以上であることを特徴とするもので
ある。
【０００７】また、本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ
−Ｍｎ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、必要に応じてＮ：０．０３〜
０．３重量％を含み、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金を溶解製造し、溶解製造したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合
金に対し、１０００〜１１５０℃で加熱した後に水冷あ
るいは空冷する溶体化処理を行うことを特徴とするもの
である。
−Ｍｎ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、必要に応じてＮ：０．０３〜
０．３重量％を含み、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金を溶解製造し、溶解製造したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合
金に対し、１０００〜１１５０℃で加熱した後に水冷あ
るいは空冷する溶体化処理を行うことを特徴とするもの
である。
【０００８】本発明は、減衰能の良否がεマルテンサイ
ト相の量と関係があることを見い出し、εマルテンサイ
ト相を多く含み得る成分及び処理を見い出したことに基
づき達成された。すなわち、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ
合金では、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重
量％、Ｆｅ：残部からなる組成において、結晶構造が六
方晶であるεマルテンサイト相を４０％以上含ませるこ
とで、高強度と高減衰能との両特性を備える制振合金を
得ている。また、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造
方法では、所定組成のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対し、所
定の条件での溶体化処理をすることで、多量のεマルテ
ンサイト相具体的には４０％以上のεマルテンサイト相
を析出させ、強度及び減衰能の両者がともに高い制振合
金を製造している。
ト相の量と関係があることを見い出し、εマルテンサイ
ト相を多く含み得る成分及び処理を見い出したことに基
づき達成された。すなわち、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ
合金では、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重
量％、Ｆｅ：残部からなる組成において、結晶構造が六
方晶であるεマルテンサイト相を４０％以上含ませるこ
とで、高強度と高減衰能との両特性を備える制振合金を
得ている。また、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造
方法では、所定組成のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対し、所
定の条件での溶体化処理をすることで、多量のεマルテ
ンサイト相具体的には４０％以上のεマルテンサイト相
を析出させ、強度及び減衰能の両者がともに高い制振合
金を製造している。
【０００９】本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金において、
Ｎを０．０３〜０．３重量％添加させることで、より高
強度、且つ、より高減衰能の制振合金を得ることができ
るため好ましい。また、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金
の製造方法において、溶体化処理後圧延率１５〜８０％
の冷間加工を行うことで、εマルテンサイト相をより多
く析出させることができるため好ましい。
Ｎを０．０３〜０．３重量％添加させることで、より高
強度、且つ、より高減衰能の制振合金を得ることができ
るため好ましい。また、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金
の製造方法において、溶体化処理後圧延率１５〜８０％
の冷間加工を行うことで、εマルテンサイト相をより多
く析出させることができるため好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃ
ｒ−Ｍｎ合金は、組成をＣｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：
１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部、必要に応じてＮ：０．
０３〜０．３重量％とするとともに、結晶構造において
εマルテンサイト相を４０％以上とする。
ｒ−Ｍｎ合金は、組成をＣｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：
１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部、必要に応じてＮ：０．
０３〜０．３重量％とするとともに、結晶構造において
εマルテンサイト相を４０％以上とする。
【００１１】ここで、Ｃｒの含有量を９〜１５重量％と
限定するのは、Ｃｒの含有量が９重量％未満であると、
耐食性が劣化して構造部材として使用できなくなるとと
もに、Ｃｒの含有量が１５重量％を超えると溶体化処理
での急冷で必要量のεマルテンサイト相を析出できない
ためである。Ｍｎの含有量を１８〜２６重量％と限定す
るのは、Ｍｎの含有量が１８重量％未満であると、溶体
化処理での急冷で必要量のεマルテンサイト相を析出で
きないとともに、Ｍｎの含有量が２６重量％を超える
と、耐食性が劣化して構造部材として使用できなくなる
ためである。
限定するのは、Ｃｒの含有量が９重量％未満であると、
耐食性が劣化して構造部材として使用できなくなるとと
もに、Ｃｒの含有量が１５重量％を超えると溶体化処理
での急冷で必要量のεマルテンサイト相を析出できない
ためである。Ｍｎの含有量を１８〜２６重量％と限定す
るのは、Ｍｎの含有量が１８重量％未満であると、溶体
化処理での急冷で必要量のεマルテンサイト相を析出で
きないとともに、Ｍｎの含有量が２６重量％を超える
と、耐食性が劣化して構造部材として使用できなくなる
ためである。
【００１２】また、本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ
−Ｍｎ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、必要に応じてＮ：０．０３〜
０．３重量％を含み、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金を溶解製造し、溶解製造したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合
金に対し、１０００〜１１５０℃で加熱した後に水冷あ
るいは空冷する溶体化処理を行うか、さらに必要に応じ
て、溶体化処理後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対し、圧延
率１５〜８０％の冷間加工を行う。
−Ｍｎ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍ
ｎ：１８〜２６重量％、必要に応じてＮ：０．０３〜
０．３重量％を含み、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金を溶解製造し、溶解製造したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合
金に対し、１０００〜１１５０℃で加熱した後に水冷あ
るいは空冷する溶体化処理を行うか、さらに必要に応じ
て、溶体化処理後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対し、圧延
率１５〜８０％の冷間加工を行う。
【００１３】ここで、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の組成を、
Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、必要
に応じてＮ：０．０３〜０．３重量％を含み、残部Ｆｅ
と限定するのは、上述したようにこの範囲でないとεマ
ルテンサイト相を４０％以上析出させることができない
ためである。また、溶体化処理の条件を１０００〜１１
５０℃と限定するのは、１０００℃未満であると、固溶
状態にならず溶体化処理の意味がなくなるとともに、１
１５０℃を超えると、酸化による不具合が発生するとと
もに使用する加熱炉が高温に耐える特殊なものとなり工
業的にメリットがないためである。なお、溶体化処理の
時間は温度に応じて変化しここでは特に限定しないが、
工業的観点から通常１０分〜６０分の範囲としている。
さらに、好ましい態様として溶体化処理後圧延率１５〜
８０％の冷間加工を行うのは、１５％未満だと所望の減
衰能を得ることができない場合があるとともに、８０％
を超えると割れが生じる場合がありその場合は製品を製
造できないためである。
Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、必要
に応じてＮ：０．０３〜０．３重量％を含み、残部Ｆｅ
と限定するのは、上述したようにこの範囲でないとεマ
ルテンサイト相を４０％以上析出させることができない
ためである。また、溶体化処理の条件を１０００〜１１
５０℃と限定するのは、１０００℃未満であると、固溶
状態にならず溶体化処理の意味がなくなるとともに、１
１５０℃を超えると、酸化による不具合が発生するとと
もに使用する加熱炉が高温に耐える特殊なものとなり工
業的にメリットがないためである。なお、溶体化処理の
時間は温度に応じて変化しここでは特に限定しないが、
工業的観点から通常１０分〜６０分の範囲としている。
さらに、好ましい態様として溶体化処理後圧延率１５〜
８０％の冷間加工を行うのは、１５％未満だと所望の減
衰能を得ることができない場合があるとともに、８０％
を超えると割れが生じる場合がありその場合は製品を製
造できないためである。
【００１４】上述した本発明の製造方法で得たＦｅ−Ｃ
ｒ−Ｍｎ合金は、溶体化処理により、あるいは、溶体化
処理と冷間加工の組み合わせにより、結晶構造が六方晶
のεマルテンサイト相が微細に形成され、引張強度及び
減衰能を著しく増加させる。一例として、後述する実施
例から明らかなように、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ
合金の圧延率５０％の冷間加工材では引張強度は１１３
６ＭＰａとなり、従来のいずれの制振合金より著しく大
きくなっている。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の減衰能
は室温より高温で更に増加し、Ａｌ−Ｚｎ合金、あるい
は、Ｔｉ−Ｎｉ合金等の形状記憶合金のように高温で減
衰能が減少し、制振合金としての使用が不適当になるこ
とはない。さらに、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、応力振
幅、外部磁場の影響を受けず、また減衰能が従来最も高
いＡｌ−Ｚｎ合金、あるいは、Ｔｉ−Ｎｉ合金等と同等
あるいはそれ以上の値を示す。さらにまた、ＣｒもＭｎ
も比較的安価な合金元素であり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系オ
ーステナイトステンレス鋼と同等あるいはそれ以上安価
な材料であり、製造コストの問題も解決している。
ｒ−Ｍｎ合金は、溶体化処理により、あるいは、溶体化
処理と冷間加工の組み合わせにより、結晶構造が六方晶
のεマルテンサイト相が微細に形成され、引張強度及び
減衰能を著しく増加させる。一例として、後述する実施
例から明らかなように、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ
合金の圧延率５０％の冷間加工材では引張強度は１１３
６ＭＰａとなり、従来のいずれの制振合金より著しく大
きくなっている。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の減衰能
は室温より高温で更に増加し、Ａｌ−Ｚｎ合金、あるい
は、Ｔｉ−Ｎｉ合金等の形状記憶合金のように高温で減
衰能が減少し、制振合金としての使用が不適当になるこ
とはない。さらに、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、応力振
幅、外部磁場の影響を受けず、また減衰能が従来最も高
いＡｌ−Ｚｎ合金、あるいは、Ｔｉ−Ｎｉ合金等と同等
あるいはそれ以上の値を示す。さらにまた、ＣｒもＭｎ
も比較的安価な合金元素であり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系オ
ーステナイトステンレス鋼と同等あるいはそれ以上安価
な材料であり、製造コストの問題も解決している。
【００１５】
【実施例】以下、実際の例について説明する。組成が本
発明内のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金と、組成が
本発明外のＦｅ−１２％Ｃｒ−６％Ｍｎ合金、Ｆｅ−１
２％Ｃｒ−１２％Ｍｎ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−３０％
Ｍｎ合金とを、高周波溶解炉で溶解製造し、それぞれ５
ｋｇのインゴットを得た。得られたインゴットに対し表
面切削加工を行った後、１２００℃で熱間圧延し板厚１
０ｍｍにした後に、冷間圧延を行い、その後１１００℃
で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。一部の
材料は溶体化処理のまま所定の寸法の試験片に加工し、
その他の材料には圧延率１０〜５０％の冷間加工を行
い、同じく所定の寸法に試験片を加工した。得られた試
験片に対し、内部摩擦試験および引張試験を行った。
発明内のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金と、組成が
本発明外のＦｅ−１２％Ｃｒ−６％Ｍｎ合金、Ｆｅ−１
２％Ｃｒ−１２％Ｍｎ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−３０％
Ｍｎ合金とを、高周波溶解炉で溶解製造し、それぞれ５
ｋｇのインゴットを得た。得られたインゴットに対し表
面切削加工を行った後、１２００℃で熱間圧延し板厚１
０ｍｍにした後に、冷間圧延を行い、その後１１００℃
で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。一部の
材料は溶体化処理のまま所定の寸法の試験片に加工し、
その他の材料には圧延率１０〜５０％の冷間加工を行
い、同じく所定の寸法に試験片を加工した。得られた試
験片に対し、内部摩擦試験および引張試験を行った。
【００１６】図１に各合金の冷間加工に伴う内耗値の変
化を圧延率(cold work degree)と内耗値(internal fric
tion)との関係で示す。なお、図１において圧延率０％
が溶体化処理のみを行った材料を示す。また、図２に、
図１に示すデータから本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２
％Ｍｎ合金におけるＭｎ量と内耗値との関係を示す。さ
らに、図３に各合金の溶体化処理後あるいは溶体化処理
と冷間加工を行った後の相状態（各マルテンサイト相毎
の体積率(volume fraction)）と内耗値（Ｑ−１）との
関係を示す。さらにまた、以下の表１に、Ｆｅ−１２％
Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金の強度と延性を示す。
化を圧延率(cold work degree)と内耗値(internal fric
tion)との関係で示す。なお、図１において圧延率０％
が溶体化処理のみを行った材料を示す。また、図２に、
図１に示すデータから本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２
％Ｍｎ合金におけるＭｎ量と内耗値との関係を示す。さ
らに、図３に各合金の溶体化処理後あるいは溶体化処理
と冷間加工を行った後の相状態（各マルテンサイト相毎
の体積率(volume fraction)）と内耗値（Ｑ−１）との
関係を示す。さらにまた、以下の表１に、Ｆｅ−１２％
Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金の強度と延性を示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】図１に示す結果から、本発明のＦｅ−１２
％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金はその他の合金と比較して、圧
延率０％の溶体化処理のみを行った材料でも内耗値が高
く、溶体化処理と冷間加工とを行った材料ではそれ以上
に内耗値が高くなり、高い減衰能を示すことがわかっ
た。本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金の５０
％冷間圧延材が示した内耗値１×１０−２は、従来の制
振合金の一例であるＡｌ−Ｚｎ合金、あるいは、Ｔｉ−
Ｎｉ合金等と同等あるいはそれ以上の値である。また、
図２の結果から、溶体化処理のみを行った材料および溶
体化処理と冷間加工を行った材料のいずれでも、Ｍｎ量
が１８〜２６重量％の範囲で高い減衰能を示すことがわ
かった。
％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金はその他の合金と比較して、圧
延率０％の溶体化処理のみを行った材料でも内耗値が高
く、溶体化処理と冷間加工とを行った材料ではそれ以上
に内耗値が高くなり、高い減衰能を示すことがわかっ
た。本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金の５０
％冷間圧延材が示した内耗値１×１０−２は、従来の制
振合金の一例であるＡｌ−Ｚｎ合金、あるいは、Ｔｉ−
Ｎｉ合金等と同等あるいはそれ以上の値である。また、
図２の結果から、溶体化処理のみを行った材料および溶
体化処理と冷間加工を行った材料のいずれでも、Ｍｎ量
が１８〜２６重量％の範囲で高い減衰能を示すことがわ
かった。
【００１９】さらに、図３の結果から、εマルテンサイ
ト相をが４０％以上の範囲で高い内耗値を示すことがわ
かった。なお、本発明の範囲外のＦｅ−１２％Ｃｒ−１
２％Ｍｎ合金でもεマルテンサイト相４０％以上のもの
が存在するが、この合金では４０％未満のものも存在す
るため、常にεマルテンサイト相を４０％以上とするこ
とはできない。これに対し本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−
２２％Ｍｎ合金では、すべての材料においてεマルテン
サイト相を４０％以上にすることができることがわかっ
た。さらにまた、表１の結果から、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−
２２％Ｍｎ合金の５０％冷間圧延材が示した１１３６Ｍ
Ｐａは、従来のいずれの制振合金の強度よりも大きい値
であることがわかった。
ト相をが４０％以上の範囲で高い内耗値を示すことがわ
かった。なお、本発明の範囲外のＦｅ−１２％Ｃｒ−１
２％Ｍｎ合金でもεマルテンサイト相４０％以上のもの
が存在するが、この合金では４０％未満のものも存在す
るため、常にεマルテンサイト相を４０％以上とするこ
とはできない。これに対し本発明のＦｅ−１２％Ｃｒ−
２２％Ｍｎ合金では、すべての材料においてεマルテン
サイト相を４０％以上にすることができることがわかっ
た。さらにまた、表１の結果から、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−
２２％Ｍｎ合金の５０％冷間圧延材が示した１１３６Ｍ
Ｐａは、従来のいずれの制振合金の強度よりも大きい値
であることがわかった。
【００２０】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
製造方法で作製されたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、Ｃｒ：
９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部
からなり、εマルテンサイト相が４０％以上であるた
め、その強度はどの高減衰能制振合金よりも大きく、減
衰能も従来の高減衰能制振合金と同等あるいはそれ以上
の値を示しており、振動を嫌う超精密加工機械の基板構
造物材料として好適に使用できる。
製造方法で作製されたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、Ｃｒ：
９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｆｅ：残部
からなり、εマルテンサイト相が４０％以上であるた
め、その強度はどの高減衰能制振合金よりも大きく、減
衰能も従来の高減衰能制振合金と同等あるいはそれ以上
の値を示しており、振動を嫌う超精密加工機械の基板構
造物材料として好適に使用できる。
【図１】各合金の加工に伴う内耗値の変化を示すグラフ
である。
である。
【図２】Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金の各処理材
におけるＭｎ量と内耗値との関係を示すグラフである。
におけるＭｎ量と内耗値との関係を示すグラフである。
【図３】各合金の熱処理・加工後の相状態と内耗値の関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 青山 春男
神奈川県相模原市大山町１−30 日本金
属工業株式会社内
(72)発明者 佐々木 雅啓
神奈川県相模原市大山町１−30 日本金
属工業株式会社内
(56)参考文献 特開 平７−150300（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６
重量％、Ｆｅ：残部からなり、εマルテンサイト相が４
０％以上であることを特徴とする高強度高減衰能Ｆｅ−
Ｃｒ−Ｍｎ合金。 - 【請求項２】高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製
造方法において、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜
２６重量％、必要に応じてＮ：０．０３〜０．３重量％
を含み、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金を溶解
製造し、溶解製造したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対し、１
０００〜１１５０℃で加熱した後に水冷あるいは空冷す
る溶体化処理を行うことを特徴とする高強度高減衰能Ｆ
ｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法。 - 【請求項３】溶体化処理後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金に対
し、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行う請求項２記載
の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法。
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002121651A JP2002121651A (ja) | 2002-04-26 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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