JP3749922B2 - 高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金及びその製造方法 - Google Patents
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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−Ｃｏ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。
【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（Ｍｇ−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】
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、また鋳造状態でした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】
上述した従来公知の制振合金の欠点を解消するため、本出願人は高強度で高減衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法を提案している（例えば、特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特許第３３７８５６５号明細書（第１頁）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述した特許文献１に記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、十分に高い強度と減衰能を発揮する。しかしながら、様々な分野における振動に伴う問題を解決するために、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金の開発が、近年になって大きく求められてきている。
【０００８】
本発明の目的は上述した課題を解決して、従来知られているＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金を改良することで、さらに高い強度と減衰能を発揮することができるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金及びその製造方法を提供しようとするものである。
【０００９】
【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−Ｃｏ合金は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなることを特徴とするものである。なお、好ましい態様として、切削加工時のチップを支持するシャンク材に適用することがある。
【００１０】
また、本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を溶解製造し、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い、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行うことを特徴とするものである。さらに、好ましい態様として、冷間加工後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金に対しサブゼロ処理を行うこと、サブゼロ処理を−５０℃で行うこと、および、冷間加工を５０〜２００℃で行うことがある。
【００１１】
本出願人が従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（特許文献１）について研究した結果、組成及び製造方法を改良することによって、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金が得られることを見い出した。すなわち、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金では、上記合金にＣｏを添加することにより、結晶構造において従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりもεマルテンサイトの量を多くできるとともにεマルテンサイトを細かくすることができ、それにより、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法では、Ｃｏを添加したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を製造するにあたり、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法に冷間加工を行うこと、さらに好ましくはサブゼロ処理を施すことで、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金は、組成をＣｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部することで、すなわち、特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の組成に所定量のＣｏを添加することにより、特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりも多量で細かいεマルテンサイト相を析出させることを達成することができる。なお、上記組成範囲では記載しなかったが、不純物として微量のＣ、Ｎを含んでいる。
【００１３】
ここで、ＣｒとＭｎの含有量を限定するのは、従来の特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金と同様である。すなわち、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。
【００１４】
また、本発明の特徴部分となるＣｏの含有量を６重量％以下と限定するのは、６重量％を超えると、添加による減衰能の上昇がほとんどなくなるとともに、Ｃｏは高価な金属であるため、添加量をなるべく少なくするためである。ここで、６重量％以下としたのは、Ｃｏが少しでも添加されていれば減衰能の上昇が確認できるためであり、存在しない０％は論外で発明外であるが、０％に近い少量でもＣｏを添加しさえすれば本発明の高強度で高減衰能の効果を得ることができることを意味する意図があるためである。
【００１５】
本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を溶解製造し、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い、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行い、さらに必要に応じて、冷間加工後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金に対しサブゼロ処理を行う。
【００１６】
ここで、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の組成を、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部と限定するのは、上述したようにこの範囲でないと本発明の要求する多量で細かいεマルテンサイト相を得ることができないためである。
【００１７】
また、溶体化処理、冷間加工については、従来の特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法と同様である。すなわち、溶体化処理の条件を１０００〜１１５０℃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、１１５０℃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、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出来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。なお、冷間加工の処理温度については特に限定しないが、５０〜２００℃の範囲で冷間加工を行うことが好ましい。
【００１８】
さらに、本発明の特徴となる好ましい態様としてのサブゼロ処理については、サブゼロ処理により、より高い減衰能を得ることができるようになるため好ましい。なお、サブゼロ処理の温度については特に限定しないが、−５０℃でサブゼロ処理を行うことが好ましい。
【００１９】
上述した本発明の製造方法で得たＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金は、溶体化処理と冷間加工の組み合わせにより、あるいは、溶体化処理、冷間加工とサブゼロ処理の組み合わせにより、結晶構造として六方晶のεマルテンサイト相がより微細に形成され、強度及び減衰能を著しく増加させることができる。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ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−Ｃｏ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、Ｃｏは高価でも使用量が少ないため、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することができる。
【００２０】
【実施例】
以下、実際の例について説明する。
＜実施例１（Ｃｏ添加量について）＞
Ｃｏ添加量について検討した。組成が本発明範囲内のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−２％Ｃｏ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−６％Ｃｏ合金と、組成が本発明範囲外のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金（特許文献１に記載）、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−８％Ｃｏ合金とを、高周波溶解炉で溶解製造し、それぞれ５ｋｇのインゴットを得た。得られたインゴットに対し表面研削加工を行った後、１２００℃で熱間圧延し板厚１０ｍｍにした後に、冷間圧延を行い、インゴットから試料を得た。
【００２１】
得られた各試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、０℃で５０％の冷間加工、＋５０℃で５０％の冷間加工、＋８７℃で５０％の冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃で３時間のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦およびビッカース硬さ試験を行った。
【００２２】
図１に各合金のＣｏ添加量（Co content／mass%）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係を示す。図１の結果から、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金にＣｏを添加した場合は、Ｃｏを添加しなかった場合（Ｃｏ：０重量％）と比較して、冷間加工の条件によらず内耗値が上昇することがわかる。Ｃｏの添加量については、高価なＣｏは使用量を少なくした方が良いとの前提で、Ｃｏ：６重量％とＣｏ：８重量％とで内耗値がほとんど変化しないことから、Ｃｏ：６重量％以下と決めることができる。また、いずれの例でも、サブゼロ処理を施すことで大幅に内耗値が上昇することがわかる。
【００２３】
さらに、冷間加工については、処理温度を０℃→＋５０℃→＋８３℃と変えることで順に内耗値が上昇すること、及び、０℃の冷間加工ではＣｏ添加の効果があまり認められないことがわかる。この冷間加工における処理温度の好ましい範囲については、後ほど、実施例３として詳細に説明する。なお、本発明とは直接関係はないが、特許文献１のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（Ｃｏ：０重量％）でもサブゼロ処理の効果を認めることができる。
【００２４】
表１、表２に各合金のビッカース硬さの測定結果を示す。表１は５０％の冷間圧延を＋５０℃にて実施した結果を、表２は５０％の冷間圧延を＋８７℃にて実施した結果を、それぞれ示す。表１、表２の結果から、Ｃｏの添加によってビッカース硬さが上昇すること、冷間圧延後に−５０℃のサブゼロ処理を行った場合の方が冷間圧延のみを行った場合と比べてビッカース硬さが上昇することがわかる。また、表１と表２を比較することで、冷間圧延を＋８７℃で実施した場合の方が冷間圧延を＋５０℃で実施した場合に比べて高いビッカース硬さが得られることがわかる。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
＜実施例２（冷間加工の圧延率について）＞
製造方法における冷間加工の圧延率（cold work degree）について検討した。実施例１と同様に、各合金の試料を作製し、得られた各試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、＋５０℃で圧延率を変えた冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦試験を行った。
【００２８】
図２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 friction／Ｑ−１）との関係で示す。図２の結果から、溶体化処理後の冷間加工の圧延率は１５％以上が必要なこと、及び、いずれの例においてもサブゼロ処理の効果が認められることがわかる。また、冷間加工の圧延率の上限については、上述したように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、８０％を限度とする。
【００２９】
＜実施例３（冷間加工の好ましい処理温度について）＞
製造方法における冷間加工の好ましい処理温度について検討した。実施例１と同様に、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−２％Ｃｏ合金の試料を作製し、得られた試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、加工率５０％で処理温度を変えた冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦試験を行った。
【００３０】
図３に冷間加工に伴う内耗値の変化を冷間加工の温度（temperature of cold rolling／Ｋ）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係で示す。図３の結果から、冷間加工における処理温度を５０〜２００℃とすることでより高い内耗値を得られることがわかり、冷間加工の好ましい処理温度が５０〜２００℃であることがわかる。
【００３１】
＜実施例４（好ましい応用例について）＞
次に、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の応用例として、切削加工時のチップを支持するシャンク材に適用した結果について説明する。上述したように、溶体化処理、水冷、＋５０℃で５０％の冷間圧延、−５０℃で３時間のサブゼロ処理を経て得られたＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金と一般のシャンク材を準備し、同じ条件で実際に切削加工を行い、切削加工後のワーク材の表面を観察した。図４に一般のシャンク材の切削表面とＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合の切削表面を示す。図４から、本発明例のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合は一般のシャンク材と比較して、加工中のチップの振動が防止でき、加工溝が均一に形成されていることがわかり、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合に大きな効果を有することがわかる。
【００３２】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（特許文献１）について研究した結果、組成及び製造方法を改良することによって、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金が得られることを見い出した。すなわち、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金では、上記合金にＣｏを添加することにより、結晶構造において従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりもεマルテンサイトの量を多くできるとともにεマルテンサイトを細かくすることができ、それにより、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法では、Ｃｏを添加したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を製造するにあたり、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法に冷間加工を行うこと、さらに好ましくはサブゼロ処理を施すことで、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【図１】各合金のＣｏ添加量（Co content）と内耗値（internal friction）との関係を示す図である。
【図２】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 friction）との関係を示す図である。
【図３】本発明に係る合金の冷間加工に伴う内耗値の変化を冷間加工の温度（temperature of cold rolling／Ｋ）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係で示す図である。
【図４】一般のシャンク材の切削表面とＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合の切削表面を示す図である。
【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−Ｃｏ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。
【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（Ｍｇ−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】
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、また鋳造状態でした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】
上述した従来公知の制振合金の欠点を解消するため、本出願人は高強度で高減衰能を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金及びその製造方法を提案している（例えば、特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特許第３３７８５６５号明細書（第１頁）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述した特許文献１に記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金は、十分に高い強度と減衰能を発揮する。しかしながら、様々な分野における振動に伴う問題を解決するために、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金の開発が、近年になって大きく求められてきている。
【０００８】
本発明の目的は上述した課題を解決して、従来知られているＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金を改良することで、さらに高い強度と減衰能を発揮することができるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金及びその製造方法を提供しようとするものである。
【０００９】
【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−Ｃｏ合金は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなることを特徴とするものである。なお、好ましい態様として、切削加工時のチップを支持するシャンク材に適用することがある。
【００１０】
また、本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を溶解製造し、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い、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行うことを特徴とするものである。さらに、好ましい態様として、冷間加工後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金に対しサブゼロ処理を行うこと、サブゼロ処理を−５０℃で行うこと、および、冷間加工を５０〜２００℃で行うことがある。
【００１１】
本出願人が従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（特許文献１）について研究した結果、組成及び製造方法を改良することによって、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金が得られることを見い出した。すなわち、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金では、上記合金にＣｏを添加することにより、結晶構造において従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりもεマルテンサイトの量を多くできるとともにεマルテンサイトを細かくすることができ、それにより、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法では、Ｃｏを添加したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を製造するにあたり、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法に冷間加工を行うこと、さらに好ましくはサブゼロ処理を施すことで、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金は、組成をＣｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部することで、すなわち、特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の組成に所定量のＣｏを添加することにより、特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりも多量で細かいεマルテンサイト相を析出させることを達成することができる。なお、上記組成範囲では記載しなかったが、不純物として微量のＣ、Ｎを含んでいる。
【００１３】
ここで、ＣｒとＭｎの含有量を限定するのは、従来の特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金と同様である。すなわち、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。
【００１４】
また、本発明の特徴部分となるＣｏの含有量を６重量％以下と限定するのは、６重量％を超えると、添加による減衰能の上昇がほとんどなくなるとともに、Ｃｏは高価な金属であるため、添加量をなるべく少なくするためである。ここで、６重量％以下としたのは、Ｃｏが少しでも添加されていれば減衰能の上昇が確認できるためであり、存在しない０％は論外で発明外であるが、０％に近い少量でもＣｏを添加しさえすれば本発明の高強度で高減衰能の効果を得ることができることを意味する意図があるためである。
【００１５】
本発明の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法は、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を溶解製造し、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い、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行い、さらに必要に応じて、冷間加工後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金に対しサブゼロ処理を行う。
【００１６】
ここで、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の組成を、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部と限定するのは、上述したようにこの範囲でないと本発明の要求する多量で細かいεマルテンサイト相を得ることができないためである。
【００１７】
また、溶体化処理、冷間加工については、従来の特許文献１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法と同様である。すなわち、溶体化処理の条件を１０００〜１１５０℃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、１１５０℃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、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出来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。なお、冷間加工の処理温度については特に限定しないが、５０〜２００℃の範囲で冷間加工を行うことが好ましい。
【００１８】
さらに、本発明の特徴となる好ましい態様としてのサブゼロ処理については、サブゼロ処理により、より高い減衰能を得ることができるようになるため好ましい。なお、サブゼロ処理の温度については特に限定しないが、−５０℃でサブゼロ処理を行うことが好ましい。
【００１９】
上述した本発明の製造方法で得たＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金は、溶体化処理と冷間加工の組み合わせにより、あるいは、溶体化処理、冷間加工とサブゼロ処理の組み合わせにより、結晶構造として六方晶のεマルテンサイト相がより微細に形成され、強度及び減衰能を著しく増加させることができる。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ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−Ｃｏ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、Ｃｏは高価でも使用量が少ないため、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することができる。
【００２０】
【実施例】
以下、実際の例について説明する。
＜実施例１（Ｃｏ添加量について）＞
Ｃｏ添加量について検討した。組成が本発明範囲内のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−２％Ｃｏ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−６％Ｃｏ合金と、組成が本発明範囲外のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金（特許文献１に記載）、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−８％Ｃｏ合金とを、高周波溶解炉で溶解製造し、それぞれ５ｋｇのインゴットを得た。得られたインゴットに対し表面研削加工を行った後、１２００℃で熱間圧延し板厚１０ｍｍにした後に、冷間圧延を行い、インゴットから試料を得た。
【００２１】
得られた各試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、０℃で５０％の冷間加工、＋５０℃で５０％の冷間加工、＋８７℃で５０％の冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃で３時間のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦およびビッカース硬さ試験を行った。
【００２２】
図１に各合金のＣｏ添加量（Co content／mass%）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係を示す。図１の結果から、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ合金にＣｏを添加した場合は、Ｃｏを添加しなかった場合（Ｃｏ：０重量％）と比較して、冷間加工の条件によらず内耗値が上昇することがわかる。Ｃｏの添加量については、高価なＣｏは使用量を少なくした方が良いとの前提で、Ｃｏ：６重量％とＣｏ：８重量％とで内耗値がほとんど変化しないことから、Ｃｏ：６重量％以下と決めることができる。また、いずれの例でも、サブゼロ処理を施すことで大幅に内耗値が上昇することがわかる。
【００２３】
さらに、冷間加工については、処理温度を０℃→＋５０℃→＋８３℃と変えることで順に内耗値が上昇すること、及び、０℃の冷間加工ではＣｏ添加の効果があまり認められないことがわかる。この冷間加工における処理温度の好ましい範囲については、後ほど、実施例３として詳細に説明する。なお、本発明とは直接関係はないが、特許文献１のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（Ｃｏ：０重量％）でもサブゼロ処理の効果を認めることができる。
【００２４】
表１、表２に各合金のビッカース硬さの測定結果を示す。表１は５０％の冷間圧延を＋５０℃にて実施した結果を、表２は５０％の冷間圧延を＋８７℃にて実施した結果を、それぞれ示す。表１、表２の結果から、Ｃｏの添加によってビッカース硬さが上昇すること、冷間圧延後に−５０℃のサブゼロ処理を行った場合の方が冷間圧延のみを行った場合と比べてビッカース硬さが上昇することがわかる。また、表１と表２を比較することで、冷間圧延を＋８７℃で実施した場合の方が冷間圧延を＋５０℃で実施した場合に比べて高いビッカース硬さが得られることがわかる。
【００２５】
【表１】
【表２】
＜実施例２（冷間加工の圧延率について）＞
製造方法における冷間加工の圧延率（cold work degree）について検討した。実施例１と同様に、各合金の試料を作製し、得られた各試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、＋５０℃で圧延率を変えた冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦試験を行った。
【００２８】
図２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 friction／Ｑ−１）との関係で示す。図２の結果から、溶体化処理後の冷間加工の圧延率は１５％以上が必要なこと、及び、いずれの例においてもサブゼロ処理の効果が認められることがわかる。また、冷間加工の圧延率の上限については、上述したように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、８０％を限度とする。
【００２９】
＜実施例３（冷間加工の好ましい処理温度について）＞
製造方法における冷間加工の好ましい処理温度について検討した。実施例１と同様に、Ｆｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−２％Ｃｏ合金の試料を作製し、得られた試料に対し、１１００℃で３０分間加熱し水冷する溶体化処理を行った。その後、溶体化処理後の試料に対し、加工率５０％で処理温度を変えた冷間加工を行った。一部の試料に対しては、その後、−５０℃のサブゼロ処理を行った。溶体化処理後冷間加工のみを行った試料と冷間加工に加えてサブゼロ処理を行った試料を、所定の寸法の試験片に加工した。得られた試験片に対し、内部摩擦試験を行った。
【００３０】
図３に冷間加工に伴う内耗値の変化を冷間加工の温度（temperature of cold rolling／Ｋ）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係で示す。図３の結果から、冷間加工における処理温度を５０〜２００℃とすることでより高い内耗値を得られることがわかり、冷間加工の好ましい処理温度が５０〜２００℃であることがわかる。
【００３１】
＜実施例４（好ましい応用例について）＞
次に、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の応用例として、切削加工時のチップを支持するシャンク材に適用した結果について説明する。上述したように、溶体化処理、水冷、＋５０℃で５０％の冷間圧延、−５０℃で３時間のサブゼロ処理を経て得られたＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金と一般のシャンク材を準備し、同じ条件で実際に切削加工を行い、切削加工後のワーク材の表面を観察した。図４に一般のシャンク材の切削表面とＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合の切削表面を示す。図４から、本発明例のＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合は一般のシャンク材と比較して、加工中のチップの振動が防止でき、加工溝が均一に形成されていることがわかり、本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合に大きな効果を有することがわかる。
【００３２】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金（特許文献１）について研究した結果、組成及び製造方法を改良することによって、さらに高い強度と減衰能を有する制振合金が得られることを見い出した。すなわち、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金では、上記合金にＣｏを添加することにより、結晶構造において従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金よりもεマルテンサイトの量を多くできるとともにεマルテンサイトを細かくすることができ、それにより、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法では、Ｃｏを添加したＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を製造するにあたり、従来のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ合金の製造方法に冷間加工を行うこと、さらに好ましくはサブゼロ処理を施すことで、より高い強度と減衰能を得ることができることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【図１】各合金のＣｏ添加量（Co content）と内耗値（internal friction）との関係を示す図である。
【図２】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 friction）との関係を示す図である。
【図３】本発明に係る合金の冷間加工に伴う内耗値の変化を冷間加工の温度（temperature of cold rolling／Ｋ）と内耗値（internal friction／Ｑ−１）との関係で示す図である。
【図４】一般のシャンク材の切削表面とＦｅ−１２％Ｃｒ−２２％Ｍｎ−４％Ｃｏ合金をシャンク材として使用した場合の切削表面を示す図である。
Claims (6)
- Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなることを特徴とする高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金。
- 切削加工時のチップを支持するシャンク材に適用した請求項１記載の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金。
- 高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法において、Ｃｒ：９〜１５重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｃｏ：６重量％以下、Ｆｅ：残部からなるＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金を溶解製造し、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い、圧延率１５〜８０％の冷間加工を行うことを特徴とする高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法。
- 冷間加工後のＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金に対しサブゼロ処理を行う請求項３記載の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法。
- サブゼロ処理を−５０℃で行う請求項４記載の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法。
- 冷間加工を５０〜２００℃で行う請求項３〜５のいずれか１項に記載の高強度高減衰能Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃｏ合金の製造方法。
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