JPH036354A - 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 - Google Patents
高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法Info
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- JPH036354A JPH036354A JP13923589A JP13923589A JPH036354A JP H036354 A JPH036354 A JP H036354A JP 13923589 A JP13923589 A JP 13923589A JP 13923589 A JP13923589 A JP 13923589A JP H036354 A JPH036354 A JP H036354A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は高い硬度を有し、且つ減衰能が高い吸振合金に
関し、各種大型機械、交通機関、電子機器、精密機械、
家電、事務機などにおける振動の発生源の部材として、
振動、騒音および雑音の害を軽減するたるに使用される
。
関し、各種大型機械、交通機関、電子機器、精密機械、
家電、事務機などにおける振動の発生源の部材として、
振動、騒音および雑音の害を軽減するたるに使用される
。
(従来の技術)
近年、大型機械、交通機関、電子機器、精密機械、家電
、事務機などにおける振動、ならびにその発年による騒
音や電気的雑音の害が問題になっている。従来、これら
の害を軽減するために振動の発生源の周辺にゴム、プラ
スチック類を用いたり、あるいは発生源の構造部材にF
e−Cr基あるいはMn−Cu’基などの吸振合金が用
いられている。
、事務機などにおける振動、ならびにその発年による騒
音や電気的雑音の害が問題になっている。従来、これら
の害を軽減するために振動の発生源の周辺にゴム、プラ
スチック類を用いたり、あるいは発生源の構造部材にF
e−Cr基あるいはMn−Cu’基などの吸振合金が用
いられている。
しかし、ゴムおよびプラスチック類は機械的強度が小さ
く、耐熱性に劣ることや時効割れならびに変形が生ずる
欠点を有する。また従来の吸振合金はゴム、プラスチッ
ク類よりは硬さや強さが大きいので構造部材として使用
されているが、大きい応力下の構造部材では硬さや強さ
が不十分となって適応しきれないことが多い。さらに、
これまで吸振合金の減衰能は硬さや強さを高めると必然
的に低くなることが常識的であったので、未だ高応力に
対応出来るような高い硬度を有して高い減衰能を発揮す
る合金は見出されていない。
く、耐熱性に劣ることや時効割れならびに変形が生ずる
欠点を有する。また従来の吸振合金はゴム、プラスチッ
ク類よりは硬さや強さが大きいので構造部材として使用
されているが、大きい応力下の構造部材では硬さや強さ
が不十分となって適応しきれないことが多い。さらに、
これまで吸振合金の減衰能は硬さや強さを高めると必然
的に低くなることが常識的であったので、未だ高応力に
対応出来るような高い硬度を有して高い減衰能を発揮す
る合金は見出されていない。
(課題を解決するための手段)
一般に減衰能力を比較するために用いる減衰能Q−’は
振動の1サイクル中に失われるエネルギー、dEおよび
全振動エネルギーEと次式のような関係にある。
振動の1サイクル中に失われるエネルギー、dEおよび
全振動エネルギーEと次式のような関係にある。
Q刊−1/2π・ΔE/E
つまりQ−’の値が大きいほど短時間で振幅が小さくな
って減衰効果が大きいことになる。
って減衰効果が大きいことになる。
そこで本発明の目的は高い応力に耐え、振動、騒音およ
び雑音の減衰効果が大きい合金を得るために、基地をフ
ェライト相とし、その中に金属間化合物を析出させるこ
とによって、高い硬度および高い減衰能を発揮すること
を特徴とする吸振合金を提供することにある。
び雑音の減衰効果が大きい合金を得るために、基地をフ
ェライト相とし、その中に金属間化合物を析出させるこ
とによって、高い硬度および高い減衰能を発揮すること
を特徴とする吸振合金を提供することにある。
本発明の合金及びその製造法の特徴とする所は次の点に
ある。
ある。
1、 重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0
%以下のNi 、5.0%以下のCu 、 4.0%以
下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.
0%と、4.0%以下のAff、Ti のうぢの−種あ
るいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%
のCrと、10.0%以下のMo 、3.0%以下のS
i のうちの一種あるいは二種の 0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のO(!=0.0002
〜0.03%のNと残部Feおよび不可避的不純物とか
ら成り、フェライト相中に金属間化合物を析出させるこ
とによって高い硬度および高い減衰能を有することを特
徴とする吸振合金。
%以下のNi 、5.0%以下のCu 、 4.0%以
下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.
0%と、4.0%以下のAff、Ti のうぢの−種あ
るいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%
のCrと、10.0%以下のMo 、3.0%以下のS
i のうちの一種あるいは二種の 0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のO(!=0.0002
〜0.03%のNと残部Feおよび不可避的不純物とか
ら成り、フェライト相中に金属間化合物を析出させるこ
とによって高い硬度および高い減衰能を有することを特
徴とする吸振合金。
2、 重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0
%以下のNi 、5.0%以下のCu 、4.0%以下
のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0
%と、4.0%以下のAN、Tiのうちの一種あるいは
二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCr
と、10.0%以下のMo 、3.0%以下のSiのう
ちの一種あるいは二種の0.1〜12.0%と、0.0
005〜0.03%の0と、0.0002〜0.03%
Nと、1.5%以下のMn 、7.0%以下のW、V、
1.0%以下のNb 、 Ta 、 0.5%以下のZ
r。
%以下のNi 、5.0%以下のCu 、4.0%以下
のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0
%と、4.0%以下のAN、Tiのうちの一種あるいは
二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCr
と、10.0%以下のMo 、3.0%以下のSiのう
ちの一種あるいは二種の0.1〜12.0%と、0.0
005〜0.03%の0と、0.0002〜0.03%
Nと、1.5%以下のMn 、7.0%以下のW、V、
1.0%以下のNb 、 Ta 、 0.5%以下のZ
r。
Hf、Bのうちの一種あるいは二種以上の合計0.01
〜7.0%と、残部Feおよび不可避的不純物とから成
り、フェライト相中に金属間化合物を析出させることに
よって高い硬度および高い減衰能を有することを特徴と
する吸振合金。
〜7.0%と、残部Feおよび不可避的不純物とから成
り、フェライト相中に金属間化合物を析出させることに
よって高い硬度および高い減衰能を有することを特徴と
する吸振合金。
3、重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0%
以下のNi 、 5.0%以下のCu 、 4.0%以
下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.
0%と、4.0%以下のAf、、Tiのうちの一種ある
いは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%の
Crと、10.0%以下のMo 、 3.0%以下のS
i のうちの一種あるいは二種の 0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のOと0.0002〜0
.03%のNと残部Feおよび不可避的不純物とから成
る合金に (A)800〜1200”Cの温度で5〜600分間加
熱後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から5
0℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却し
フェライト相中に金属間化合物を析出させることにより
、高い硬度および高い減衰能を有する合金を得ることを
特徴とする吸振合金の製造方法。
以下のNi 、 5.0%以下のCu 、 4.0%以
下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.
0%と、4.0%以下のAf、、Tiのうちの一種ある
いは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%の
Crと、10.0%以下のMo 、 3.0%以下のS
i のうちの一種あるいは二種の 0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のOと0.0002〜0
.03%のNと残部Feおよび不可避的不純物とから成
る合金に (A)800〜1200”Cの温度で5〜600分間加
熱後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から5
0℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却し
フェライト相中に金属間化合物を析出させることにより
、高い硬度および高い減衰能を有する合金を得ることを
特徴とする吸振合金の製造方法。
4、 重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0
%以下のNi 、 5.0%以下のCu 、 4.0%
以下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8
.0%と、4.0%以下のAI!、、Ti のうちの−
種あるいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.
0%のCrと、10.0%以下のMo 、3.0%以下
のSiのうちの一種あるいは二種の0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のOと、0.0002〜
0.03%のNと、1.5%以下のMn 、7.0%以
下のW、V、1.0%以下のNb 、 Ta 、 0.
5%以下のZr。
%以下のNi 、 5.0%以下のCu 、 4.0%
以下のCoのうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8
.0%と、4.0%以下のAI!、、Ti のうちの−
種あるいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜25.
0%のCrと、10.0%以下のMo 、3.0%以下
のSiのうちの一種あるいは二種の0.1〜12.0%
と、0.0005〜0.03%のOと、0.0002〜
0.03%のNと、1.5%以下のMn 、7.0%以
下のW、V、1.0%以下のNb 、 Ta 、 0.
5%以下のZr。
Hf、Bのうちの一種あるいは二種以上の合計0.01
〜7.0%と、残部Feおよび不可避的不純物とから成
る合金に (A)800〜1200℃の温度で5〜600分間加熱
後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から50
℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却した
後、 (B)350〜650℃の温度で5〜1200分間再加
熱して急冷するか徐冷しフェライト相中に金属間化合物
を析出させることにより高い硬度および高い減衰能を有
する合金を得ることを特徴とする吸振合金の製造方法。
〜7.0%と、残部Feおよび不可避的不純物とから成
る合金に (A)800〜1200℃の温度で5〜600分間加熱
後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から50
℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却した
後、 (B)350〜650℃の温度で5〜1200分間再加
熱して急冷するか徐冷しフェライト相中に金属間化合物
を析出させることにより高い硬度および高い減衰能を有
する合金を得ることを特徴とする吸振合金の製造方法。
(作 用)
Ni3Al、N1zTi 、Cu、TiおよびCo3A
j2などの二元系金属間化合物は硬さが高いことで知ら
れている。しかしこれらは通常の合金同様に減衰能Q″
′は1〜3X10−’程度で非常に低く、また脆く冷間
加工は不可能で、その上引張強さなどもかなり小さい。
j2などの二元系金属間化合物は硬さが高いことで知ら
れている。しかしこれらは通常の合金同様に減衰能Q″
′は1〜3X10−’程度で非常に低く、また脆く冷間
加工は不可能で、その上引張強さなどもかなり小さい。
一方、従来の高い減衰能を示す吸振合金としてFe−C
r 、Fe−Mo 、Fe−Co 、Fe−W基などの
多元系合金が知られている。しかしこれらの合金はビッ
カース硬さが130〜180程度でそれほど高くない= そこで本発明は重量比で、0.002〜0.1%のCと
、7.0%以下のNi 、 5.0%以下のCu 、
4.0%以下のCOのうちの一種あるいは二種以上の0
.5〜8.0%と、4.0%以下のAP、Tiのうちの
一種あるいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜0 25.0%のCrと、10.0%以下のMo 、 3.
0%以下のSiのうちの一種あるいは二種の0.1〜1
2.0%と、0.0005〜0.03%の0と、0.0
002〜0.03%のNと、残部Feおよび不可避的不
純物とから成る合金、ならびにさらに1.5%以下のM
n 、7.0%以下のW、V、1.0%以下のNb 、
Ta 、 0.5%以下のZr、I(f、Bのうちの
一種あるいは二種以上の0.01〜7.0%を添加した
合金について、合金の基地をフェライI・相とし、その
中に擬二元系金属間化合物(Ni 、 Cu 、 Co
) 3(Al1. ’r”i )を析出させることに
よって、高応力に対応できる高い硬度および高い減衰能
を有する吸振合金を得るものである。ここで冷間におい
て圧延などの加工を施す場合には金属間化合物が過度に
多すぎると加工性が悪くなるので、その析出量はあまり
多く出来ない。また、Ni、CuおよびCoはオーステ
ナイト化元素であり、オーステナイト相の減衰能は非常
に低いから、他のフェライト化元素でオーステナイト化
を防止するように工夫する必要がある。
r 、Fe−Mo 、Fe−Co 、Fe−W基などの
多元系合金が知られている。しかしこれらの合金はビッ
カース硬さが130〜180程度でそれほど高くない= そこで本発明は重量比で、0.002〜0.1%のCと
、7.0%以下のNi 、 5.0%以下のCu 、
4.0%以下のCOのうちの一種あるいは二種以上の0
.5〜8.0%と、4.0%以下のAP、Tiのうちの
一種あるいは二種の0.3〜4.0%と、5.0〜0 25.0%のCrと、10.0%以下のMo 、 3.
0%以下のSiのうちの一種あるいは二種の0.1〜1
2.0%と、0.0005〜0.03%の0と、0.0
002〜0.03%のNと、残部Feおよび不可避的不
純物とから成る合金、ならびにさらに1.5%以下のM
n 、7.0%以下のW、V、1.0%以下のNb 、
Ta 、 0.5%以下のZr、I(f、Bのうちの
一種あるいは二種以上の0.01〜7.0%を添加した
合金について、合金の基地をフェライI・相とし、その
中に擬二元系金属間化合物(Ni 、 Cu 、 Co
) 3(Al1. ’r”i )を析出させることに
よって、高応力に対応できる高い硬度および高い減衰能
を有する吸振合金を得るものである。ここで冷間におい
て圧延などの加工を施す場合には金属間化合物が過度に
多すぎると加工性が悪くなるので、その析出量はあまり
多く出来ない。また、Ni、CuおよびCoはオーステ
ナイト化元素であり、オーステナイト相の減衰能は非常
に低いから、他のフェライト化元素でオーステナイト化
を防止するように工夫する必要がある。
以下に本発明合金の組成を限定した理由について述べる
。
。
(1) C:0.1〜0.002%
Cは少ないほど減衰能を高め、多いほど機械的強度を大
きくする元素である。しかし下限の0.002%以下で
は製造上困難となり経済的に不利となり、上限の0.1
%以上では減衰能に悪影響があるのでCは0.1〜0.
002%の範囲とした。
きくする元素である。しかし下限の0.002%以下で
は製造上困難となり経済的に不利となり、上限の0.1
%以上では減衰能に悪影響があるのでCは0.1〜0.
002%の範囲とした。
(2) Ni 7%以下、Cu 5%以下およびCo
4%以下: これらはAl1.Ti と金属間化合物を形成し、機械
的強度を高める重要な元素である。しかしこれらの元素
はいづれもオーステナイト化元素であり、オーステナイ
ト相の減衰能は非常に低いので、これらの上限を、Ni
は7.0%、Cuは加工性にも悪影響があるので5.0
%、Coは高価となるので4.0%とし、またこれらの
うちの二種以上の8.0%以上では減衰能を低くし、ま
た加工性が悪くなる。下限の0.5%以下では機械的強
度を高める効果が少ない。
4%以下: これらはAl1.Ti と金属間化合物を形成し、機械
的強度を高める重要な元素である。しかしこれらの元素
はいづれもオーステナイト化元素であり、オーステナイ
ト相の減衰能は非常に低いので、これらの上限を、Ni
は7.0%、Cuは加工性にも悪影響があるので5.0
%、Coは高価となるので4.0%とし、またこれらの
うちの二種以上の8.0%以上では減衰能を低くし、ま
た加工性が悪くなる。下限の0.5%以下では機械的強
度を高める効果が少ない。
(3)AIおよびTi:0.3〜4%
これらはNi 、Cu 、Coと金属間化合物を形成し
機械的強度を高める重要な元素であると同時にフェライ
ト化元素で減衰能を高める効果がある。しかしこれらの
うちの一種あるいは二種の4.0%以上では加工性が悪
くなり、下限の0.3%では効果が少なくなる。
機械的強度を高める重要な元素であると同時にフェライ
ト化元素で減衰能を高める効果がある。しかしこれらの
うちの一種あるいは二種の4.0%以上では加工性が悪
くなり、下限の0.3%では効果が少なくなる。
(4) Cr :25〜5%
Crはフェライト化元素で減衰能及び耐食性を高める効
果が大きい。しかしCr 25.0%以上では加工性な
どの製造工程に困難が生じるので25%を上限とし、C
r5.0%以下では効果が小さくなるのでその下限を5
.0%とした。
果が大きい。しかしCr 25.0%以上では加工性な
どの製造工程に困難が生じるので25%を上限とし、C
r5.0%以下では効果が小さくなるのでその下限を5
.0%とした。
(5)Mo10%以下およびSt 3%以以下台計1〜
12%: これらはフェライト化元素で減衰能を高める効果が大き
く、さらにMoは耐食性を高める効果、Siは脱酸剤と
しての効果がある。10,0%以下のMo 、3.0%
以下のSiのうちの一種あるいは二種合計が12.0%
以上になると加工性が悪くなるので12%を上限とし、
その合計が0.1%以下では効果が小さいので0.1%
を下限とした。
12%: これらはフェライト化元素で減衰能を高める効果が大き
く、さらにMoは耐食性を高める効果、Siは脱酸剤と
しての効果がある。10,0%以下のMo 、3.0%
以下のSiのうちの一種あるいは二種合計が12.0%
以上になると加工性が悪くなるので12%を上限とし、
その合計が0.1%以下では効果が小さいので0.1%
を下限とした。
(6) OO,0005〜0.03%およびN O,
0002〜0.03%: これらの量が多いと極端に減衰能が低下するのでそれぞ
れ上限を0,03%とし、0の下限0.0005%以下
、Nの下限0.0002%以下では製造上困難が生じて
経済的に不利となる。
0002〜0.03%: これらの量が多いと極端に減衰能が低下するのでそれぞ
れ上限を0,03%とし、0の下限0.0005%以下
、Nの下限0.0002%以下では製造上困難が生じて
経済的に不利となる。
(力 Mn15%以下、Wマ%以下、77%以下、Nb
1%以下、Ta 1%以下、Zr O,5%以下、H
fO,5%以下およびBO05%以下二合計0.01〜
7%: Mnはオーステナイト化元素であり、減衰能を低くする
が、脱酸剤としての効果がある。そこで上限の1.5%
以上では減衰能に悪影響を与える。W、V、Nb、Ta
、Zr、HfおよびBの元素はフェライト化元素で減衰
能および機械的強さを大きくする。また、Nb、Zr、
Bは結晶粒を小さくする効果がある。しかし、こ13 4 れらのうちの一種あるいは二種以上の7.0%以上では
減衰能が低下し、加工性も悪くなるなどの影響が出るの
で7%を上限とし、下限の0.01%以下では効果が少
ない。
1%以下、Ta 1%以下、Zr O,5%以下、H
fO,5%以下およびBO05%以下二合計0.01〜
7%: Mnはオーステナイト化元素であり、減衰能を低くする
が、脱酸剤としての効果がある。そこで上限の1.5%
以上では減衰能に悪影響を与える。W、V、Nb、Ta
、Zr、HfおよびBの元素はフェライト化元素で減衰
能および機械的強さを大きくする。また、Nb、Zr、
Bは結晶粒を小さくする効果がある。しかし、こ13 4 れらのうちの一種あるいは二種以上の7.0%以上では
減衰能が低下し、加工性も悪くなるなどの影響が出るの
で7%を上限とし、下限の0.01%以下では効果が少
ない。
次に本発明合金の製造方法について記述する。
まず上記の組成範囲の合金を空気中もしくは不活性ガス
中、または真空中において通常の溶解炉によって溶解し
均一な溶湯とした後、砂型や金型に鋳造して鋳塊を造る
。なお、溶解する際に、空気の遮断材として通常のフラ
ックスならびに全量0.5%程度の脱酸剤を用いてもよ
い。
中、または真空中において通常の溶解炉によって溶解し
均一な溶湯とした後、砂型や金型に鋳造して鋳塊を造る
。なお、溶解する際に、空気の遮断材として通常のフラ
ックスならびに全量0.5%程度の脱酸剤を用いてもよ
い。
次にこの鋳塊に、鍛造、圧延、押し出し、スェージング
、引き抜きあるいはプレスなどの加工を施す。鍛造、圧
延、押し出し、スェージング、弓き抜きあるいはプレス
などの加工は所定の形状にするための手段であるので、
場合によっては省略することが出来、鋳造のまま用いる
ことも出来る。
、引き抜きあるいはプレスなどの加工を施す。鍛造、圧
延、押し出し、スェージング、弓き抜きあるいはプレス
などの加工は所定の形状にするための手段であるので、
場合によっては省略することが出来、鋳造のまま用いる
ことも出来る。
次にこの鋳塊に次のごとき熱処理を施す。
(A)800〜1200℃の温度で5〜600分間加熱
後650〜1200℃まで冷却し、その温度から50℃
/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却する。
後650〜1200℃まで冷却し、その温度から50℃
/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却する。
(B)工程(A)に続いて、350〜650℃の温度で
5〜1200分間再加熱して急冷するか徐冷する。
5〜1200分間再加熱して急冷するか徐冷する。
工程(A)において800〜I200℃で5〜600分
間加熱した後、650〜1200℃まで冷却してから5
0℃/時間の速度で300℃以下に冷却するのは、合金
の均質化、加工歪などの除去ならびに結晶粒の調整の後
、金属間化合物の析出量を加減して硬さを調整するため
である。また、300℃以下としたのはこの温度以下で
は金属間化合物の析出が起こらないからである。
間加熱した後、650〜1200℃まで冷却してから5
0℃/時間の速度で300℃以下に冷却するのは、合金
の均質化、加工歪などの除去ならびに結晶粒の調整の後
、金属間化合物の析出量を加減して硬さを調整するため
である。また、300℃以下としたのはこの温度以下で
は金属間化合物の析出が起こらないからである。
工程(B)において350〜650 ”Cで5〜120
0分(好ましくは30分以上)再加熱するのは金属間化
合物の析出を促進し、硬さを一層高めるためである。
0分(好ましくは30分以上)再加熱するのは金属間化
合物の析出を促進し、硬さを一層高めるためである。
次に本発明合金の実施例を比較例とともに説明する。
試料を得るために原材料を高周波電気炉により真空中で
溶解し、鋳型に鋳込んで25mmφの鋳塊を得た。次に
鋳塊を1000℃の温度で10mm厚さまで鍛造し、熱
間および冷間圧延によって厚さ1.5 mmの板にして
試料とした。減衰能Q−’の測定は片持ち染法により行
い、硬度Hvはマイクロビッカース硬度計および引張強
さσtは引張試験から求めた。
溶解し、鋳型に鋳込んで25mmφの鋳塊を得た。次に
鋳塊を1000℃の温度で10mm厚さまで鍛造し、熱
間および冷間圧延によって厚さ1.5 mmの板にして
試料とした。減衰能Q−’の測定は片持ち染法により行
い、硬度Hvはマイクロビッカース硬度計および引張強
さσtは引張試験から求めた。
(実施例)
本発明合金の実施例の試料No、 1〜6および比較例
合金の試料No、 7〜9の組成を重量比(%)で第1
表に示す。
合金の試料No、 7〜9の組成を重量比(%)で第1
表に示す。
7
第
2
表
9
第
表
0
第2表には実施例の試料No、 1〜6および比較例の
試料No、 7〜9について、1000℃で1時間加熱
後、空気中冷却した場合の減衰能Q−’およびビッカー
ス硬度Hvを示す。本発明合金のビッカース硬度Hvは
比較合金の140〜180に比べ、277〜434を示
し非常に硬くなっており、フェライト相中に金属間化合
物(Ni 、 Cu 、 Co ) 3 (Ap
、。
試料No、 7〜9について、1000℃で1時間加熱
後、空気中冷却した場合の減衰能Q−’およびビッカー
ス硬度Hvを示す。本発明合金のビッカース硬度Hvは
比較合金の140〜180に比べ、277〜434を示
し非常に硬くなっており、フェライト相中に金属間化合
物(Ni 、 Cu 、 Co ) 3 (Ap
、。
Ti )を析出させることによって合金が強化されてい
ることがわかる。
ることがわかる。
結晶粒の大きさあるいは金属間化合物の析出量が変わる
と本発明合金の特性も変化するが、第3表に実施例試料
N015について、減衰能Q−’およびマイクロビッカ
ース硬度Hvにおよぼす加熱温度および冷却速度の影響
を示す。熱処理は各温度でそれぞれ1時間加熱後、炉中
冷却(FCと略記、平均冷却速度100℃/時間)ある
いは空気中冷却(AQと略記、平均冷却速度15000
℃/時間)したものである。減衰能Q−’は加熱温度が
高いほど大きくなる傾向にあるが、高すぎると結晶粒が
粗大化し過ぎて不都合であると同時に製造上困難がある
場合があるので、加熱温度は900〜1100“Cが望
ましい。またビッカース硬度Hvは炉中冷却の方が空気
中冷却の時より金属間化合物の析出量が多くなるので高
くなっている。
と本発明合金の特性も変化するが、第3表に実施例試料
N015について、減衰能Q−’およびマイクロビッカ
ース硬度Hvにおよぼす加熱温度および冷却速度の影響
を示す。熱処理は各温度でそれぞれ1時間加熱後、炉中
冷却(FCと略記、平均冷却速度100℃/時間)ある
いは空気中冷却(AQと略記、平均冷却速度15000
℃/時間)したものである。減衰能Q−’は加熱温度が
高いほど大きくなる傾向にあるが、高すぎると結晶粒が
粗大化し過ぎて不都合であると同時に製造上困難がある
場合があるので、加熱温度は900〜1100“Cが望
ましい。またビッカース硬度Hvは炉中冷却の方が空気
中冷却の時より金属間化合物の析出量が多くなるので高
くなっている。
さらに、本発明合金の特性は加熱後の冷却開始温度に依
存する。
存する。
第4表には実施例試料N015を1000℃で1時間加
熱後表中に記載した温度まで冷却してから空気中冷却し
た場合の冷却開始温度の影響を示す。冷却開始温度が低
くなるにつれてビッカース硬度Hvおよび引張強さσL
は低くなるが、まだかなり高くなっている。
熱後表中に記載した温度まで冷却してから空気中冷却し
た場合の冷却開始温度の影響を示す。冷却開始温度が低
くなるにつれてビッカース硬度Hvおよび引張強さσL
は低くなるが、まだかなり高くなっている。
本発明合金のビッカース硬度Hvは冷却した後に、低温
度で再加熱して金属間化合物の析出量を多くするとさら
に高めることが出来る。
度で再加熱して金属間化合物の析出量を多くするとさら
に高めることが出来る。
第5表に実施例試料No、 5について、表中に記載の
各温度で1時間加熱し、記載の各温度から空気中冷却し
た後、480℃で2時間再加熱した場合について示す。
各温度で1時間加熱し、記載の各温度から空気中冷却し
た後、480℃で2時間再加熱した場合について示す。
いずれの場合もビッカース硬度Hvは再加熱によりかな
り高くなる。しかし引張強さσtは冷却開始温度が75
0℃のときはかなり小さくなるので、大きな引張強さが
必要な用途にはこの温度付近はあまり望ましくない。
り高くなる。しかし引張強さσtは冷却開始温度が75
0℃のときはかなり小さくなるので、大きな引張強さが
必要な用途にはこの温度付近はあまり望ましくない。
第 4
表
3
4
(発明の効果)
本発明合金の特徴は上述のように高い減衰能を有し、従
来の吸振合金に比較して硬度が非常に高く機械的強さが
大きいこと、その上冷間加工性が良好であることである
。従って、本発明合金は各種の大型機械、交通機関、電
子機器、精密機械、家電、事務機などの高応力下の部材
および摩耗材等として使用出来、振動、騒音および雑音
の防止に役立つ材料として非常に適している。
来の吸振合金に比較して硬度が非常に高く機械的強さが
大きいこと、その上冷間加工性が良好であることである
。従って、本発明合金は各種の大型機械、交通機関、電
子機器、精密機械、家電、事務機などの高応力下の部材
および摩耗材等として使用出来、振動、騒音および雑音
の防止に役立つ材料として非常に適している。
6
手
続
十甫
正
書
平成
2年
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1.重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0%
以下のNi、5.0%以下のCu、4.0%以下のCo
のうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0%と、
4.0%以下のAl、Tiのうちの一種あるいは二種の
0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCrと、1
0.0%以下のMo、3.0%以下のSiのうちの一種
あるいは二種の0.1〜12.0%と、0.0005〜
0.03%のOと0.0002〜0.03%のNと残部
Feおよび不可避的不純物とから成り、フェライト相中
に金属間化合物を析出させることによって高い硬度およ
び高い減衰能を有することを特徴とする吸振合金。 2.重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0%
以下のNi、5.0%以下のCu、4.0%以下のCo
のうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0%と、
4.0%以下のAl、Tiのうちの一種あるいは二種の
0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCrと、1
0.0%以下のMo、3.0%以下のSiのうちの一種
あるいは二種の0.1〜12.0%と、0.0005〜
0.03%のOと、0.0002〜0.03%Nと、1
.5%以下のMn、7、0%以下のW、V、1.0%以
下のNb、Ta、0.5%以下のZr、Hf、Bのうち
の一種あるいは二種以上の合計0.01〜7.0%と、
残部Feおよび不可避的不純物とから成り、フェライト
相中に金属間化合物を析出させることによって高い硬度
および高い減衰能を有することを特徴とする吸振合金。 3.重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0%
以下のNi、5.0%以下のCu、4.0%以下のCo
のうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0%と、
4.0%以下のAl、Tiのうちの一種あるいは二種の
0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCrと、1
0.0%以下のMo、3.0%以下のSiのうちの一種
あるいは二種の0.1〜12.0%と、0.0005〜
0.03%のOと0.0002〜0.03%のNと残部
Feおよび不可避的不純物とから成る合金に (A)800〜1200℃の温度で5〜600分間加熱
後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から50
℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却しフ
ェライト相中に金属間化合物を析出させることにより、
高い硬度および高い減衰能を有する合金を得ることを特
徴とする吸振合金の製造方法。 4.重量比で、0.002〜0.1%のCと、7.0%
以下のNi、5.0%以下のCu、4.0%以下のCo
のうちの一種あるいは二種以上の0.5〜8.0%と、
4.0%以下のAl、Tiのうちの一種あるいは二種の
0.3〜4.0%と、5.0〜25.0%のCrと、1
0.0%以下のMo、3.0%以下のSiのうちの一種
あるいは二種の 0.1〜12.0%と、0.0005〜0.03%のO
と、0.0002〜0.03%のNと、1.5%以下の
Mn、7.0%以下のW、V、1.0%以下のNb、T
a、0.5%以下のZr、Hf、Bのうちの一種あるい
は二種以上の合計0.01〜7.0%と、残部Feおよ
び不可避的不純物とから成る合金に (A)800〜1200℃の温度で5〜600分間加熱
後、650〜1200℃まで冷却し、その温度から50
℃/時間の速度以上で300℃以下の温度まで冷却した
後、 (B)350〜650℃の温度で5〜1200分間再加
熱して急冷するか徐冷しフェライト相中に金属間化合物
を析出させることにより高い硬度および高い減衰能を有
する合金を得ることを特徴とする吸振合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13923589A JPH036354A (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13923589A JPH036354A (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH036354A true JPH036354A (ja) | 1991-01-11 |
Family
ID=15240624
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13923589A Pending JPH036354A (ja) | 1989-06-02 | 1989-06-02 | 高い硬度および高い減衰能を有する吸振合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH036354A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1087028A1 (en) * | 1999-09-24 | 2001-03-28 | Japan as represented by Director General of National Research Institute for Metals | High-chromium containing ferrite based heat resistant steel |
CN103981455A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-08-13 | 南安市国高建材科技有限公司 | 一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢 |
CN105401097A (zh) * | 2015-11-28 | 2016-03-16 | 四川大学 | 一种高韧性铸造Fe-Cr-Mo基高阻尼合金及其制备方法 |
CN106381441A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-02-08 | 四川丰元机械制造有限公司 | 一种10Cr11Co3W3NiMoVNbNB低碳低硅低铝高硼钢冶炼方法 |
CN108950429A (zh) * | 2018-08-15 | 2018-12-07 | 四川大学 | 一种预应力作用下抗阻尼衰减的Fe-Cr-Mo基合金及其制备方法和应用 |
-
1989
- 1989-06-02 JP JP13923589A patent/JPH036354A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1087028A1 (en) * | 1999-09-24 | 2001-03-28 | Japan as represented by Director General of National Research Institute for Metals | High-chromium containing ferrite based heat resistant steel |
KR100561605B1 (ko) * | 1999-09-24 | 2006-03-16 | 카가쿠기쥬쯔죠 킨조쿠자이료 기쥬쯔켄큐쇼죠가 대표하는 일본국 | 고크롬 함유 페라이트계 내열강 |
CN103981455A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-08-13 | 南安市国高建材科技有限公司 | 一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢 |
CN105401097A (zh) * | 2015-11-28 | 2016-03-16 | 四川大学 | 一种高韧性铸造Fe-Cr-Mo基高阻尼合金及其制备方法 |
CN106381441A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-02-08 | 四川丰元机械制造有限公司 | 一种10Cr11Co3W3NiMoVNbNB低碳低硅低铝高硼钢冶炼方法 |
CN108950429A (zh) * | 2018-08-15 | 2018-12-07 | 四川大学 | 一种预应力作用下抗阻尼衰减的Fe-Cr-Mo基合金及其制备方法和应用 |
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