JPH07150300A - Ｆｅ−Ｍｎ系振動減衰合金鋼とその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ−Ｍｎ系振動減衰合金鋼とその製造方法Info
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- JPH07150300A JPH07150300A JP6188322A JP18832294A JPH07150300A JP H07150300 A JPH07150300 A JP H07150300A JP 6188322 A JP6188322 A JP 6188322A JP 18832294 A JP18832294 A JP 18832294A JP H07150300 A JPH07150300 A JP H07150300A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はすぐれた振動減衰能を保有しながら
低廉な価格に生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減衰能合金鋼
とその製造方法を提供すること。 【構成】 マンガン１０〜２４重量％、不純物として炭
素０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．
０５重量％以下およびリン０．０５重量％以下を含み、
残りがＦｅから組成された溶湯を鋳造してインゴットを
つくり、これを１０００〜１３００℃において１２〜４
０時間均質化処理して熱間圧延を行い、９００〜１１０
０℃において３０〜６０分間さらに加熱して常温で空冷
あるいは水冷し、これを常温付近（２５℃±５０℃）に
おいて３０％以下の圧下率で冷間加工することを特徴と
するＦｅ−Ｍｎ系振動減衰能合金鋼の製造方法を提供す
る。
低廉な価格に生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減衰能合金鋼
とその製造方法を提供すること。 【構成】 マンガン１０〜２４重量％、不純物として炭
素０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．
０５重量％以下およびリン０．０５重量％以下を含み、
残りがＦｅから組成された溶湯を鋳造してインゴットを
つくり、これを１０００〜１３００℃において１２〜４
０時間均質化処理して熱間圧延を行い、９００〜１１０
０℃において３０〜６０分間さらに加熱して常温で空冷
あるいは水冷し、これを常温付近（２５℃±５０℃）に
おいて３０％以下の圧下率で冷間加工することを特徴と
するＦｅ−Ｍｎ系振動減衰能合金鋼の製造方法を提供す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はすぐれた振動減衰能を保
有しながら低廉な価格で生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減
衰合金鋼とその製造方法に関する。
有しながら低廉な価格で生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減
衰合金鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、航空機、船舶、自動車および各種
機械類の高級化趨勢および高精密度趨勢に従い振動と騒
音源になる各種機械部品に防振合金が広く用いられてお
り、これによって、防振合金の需要増加に従う研究開発
が活発に行われているのが実状である。
機械類の高級化趨勢および高精密度趨勢に従い振動と騒
音源になる各種機械部品に防振合金が広く用いられてお
り、これによって、防振合金の需要増加に従う研究開発
が活発に行われているのが実状である。
【０００３】従来開発されて用いられている防振合金を
減衰機構別に分類すると、複合型（Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ，Ａ
ｌ−Ｚｎ）、強磁性型（Ｆｅ−Ｃｒ，Ｆｅ−Ｃｒ−Ａ
ｌ，Ｃｏ−Ｎｉ）、転位型（Ｍｇ−Ｚｒ，Ｍｇ−Ｍｇ2
Ｎｉ）および双晶型（Ｍｎ−Ｃｕ，Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ，
Ｎｉ−Ｔｉ）などに分類される。このような防振合金な
どでは減衰能はすぐれるが、機械的性質が不良で特殊な
用途以外には使用が不可能であり、高価な元素を多く含
んでいるため合金材料の価格上昇を誘発して工業的用途
が極めて制限されてきた。
減衰機構別に分類すると、複合型（Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ，Ａ
ｌ−Ｚｎ）、強磁性型（Ｆｅ−Ｃｒ，Ｆｅ−Ｃｒ−Ａ
ｌ，Ｃｏ−Ｎｉ）、転位型（Ｍｇ−Ｚｒ，Ｍｇ−Ｍｇ2
Ｎｉ）および双晶型（Ｍｎ−Ｃｕ，Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ，
Ｎｉ−Ｔｉ）などに分類される。このような防振合金な
どでは減衰能はすぐれるが、機械的性質が不良で特殊な
用途以外には使用が不可能であり、高価な元素を多く含
んでいるため合金材料の価格上昇を誘発して工業的用途
が極めて制限されてきた。
【０００４】かかる問題点を解決するものとして、出願
人が１９９０年８月２７日に出願し、１９９２年１２月
１６日付で登録された韓国特許第５７，４３７号があ
る。上記合金はマルテンサイト組織を有するＦｅ−Ｍｎ
（１０〜２２％）系振動減衰合金鋼からなり、その製造
方法はＦｅ−Ｍｎ（１０〜２２％）インゴットを１００
０℃〜１３００℃において２０〜４０時間均質化処理し
た後、熱間圧延して９００〜１１００℃において３０分
ないし１時間加熱したあと空冷あるいは水冷することを
特徴とするγ⇔ε反復変態型Ｆｅ−Ｍｎ系防振合金であ
って、減衰機構は前述した従来の減衰機構とは全く異な
る、振動応力によりε／γ界面の移動時振動エネルギー
を吸収することを特徴とするものであった。
人が１９９０年８月２７日に出願し、１９９２年１２月
１６日付で登録された韓国特許第５７，４３７号があ
る。上記合金はマルテンサイト組織を有するＦｅ−Ｍｎ
（１０〜２２％）系振動減衰合金鋼からなり、その製造
方法はＦｅ−Ｍｎ（１０〜２２％）インゴットを１００
０℃〜１３００℃において２０〜４０時間均質化処理し
た後、熱間圧延して９００〜１１００℃において３０分
ないし１時間加熱したあと空冷あるいは水冷することを
特徴とするγ⇔ε反復変態型Ｆｅ−Ｍｎ系防振合金であ
って、減衰機構は前述した従来の減衰機構とは全く異な
る、振動応力によりε／γ界面の移動時振動エネルギー
を吸収することを特徴とするものであった。
【０００５】しかしながら、本出願人は前記結果に満足
せず、さらにすぐれた振動減衰合金鋼の開発に全力を注
ぎ、その結果、前記合金より振動減衰能がさらにすぐれ
た本発明の合金を開発することに成功した。
せず、さらにすぐれた振動減衰合金鋼の開発に全力を注
ぎ、その結果、前記合金より振動減衰能がさらにすぐれ
た本発明の合金を開発することに成功した。
【０００６】目的 従って、本発明の目的はすぐれた振動減衰能を保有しな
がら低廉な価格で生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合金
鋼とその製造方法を提供することにある。
がら低廉な価格で生産可能なＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合金
鋼とその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に本発明の合金は前記合金よりＭｎの組成範囲をやや広
く適用し、製造方法においても、前記合金の製造工程に
冷間加工工程を付加することを特徴とする。
に本発明の合金は前記合金よりＭｎの組成範囲をやや広
く適用し、製造方法においても、前記合金の製造工程に
冷間加工工程を付加することを特徴とする。
【０００８】本発明のＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合金鋼はマ
ンガン１０〜２４重量％、不純物として炭素０．２重量
％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０５重量％以
下、リン０．０５重量％以下および残りがＦｅからなる
組成合金を有し、ε、α’およびγの混合組織から成る
ことを特徴とする。
ンガン１０〜２４重量％、不純物として炭素０．２重量
％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０５重量％以
下、リン０．０５重量％以下および残りがＦｅからなる
組成合金を有し、ε、α’およびγの混合組織から成る
ことを特徴とする。
【０００９】さらに、本発明のＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合
金鋼の製造方法は前記組成を有する合金溶湯を鋳造して
インゴットをつくり、これを１０００〜１３００℃にお
いて１２〜４０時間均質化処理して熱間圧延を行い、９
００〜１１００℃において３０〜６０分間さらに加熱し
て空冷あるいは水冷した後、これを常温付近（２５℃±
５０℃）で３０％以下の圧下率で冷間加工することを特
徴とする。
金鋼の製造方法は前記組成を有する合金溶湯を鋳造して
インゴットをつくり、これを１０００〜１３００℃にお
いて１２〜４０時間均質化処理して熱間圧延を行い、９
００〜１１００℃において３０〜６０分間さらに加熱し
て空冷あるいは水冷した後、これを常温付近（２５℃±
５０℃）で３０％以下の圧下率で冷間加工することを特
徴とする。
【００１０】
【作用】均質化の処理条件を１０００〜１３００℃にお
いて１２〜４０時間に限定した理由は、マンガンの組成
を均ーにするためであり、このため、１０００〜１３０
０℃においてインゴットを加熱するが、１０００℃より
温度が低いと拡散速度が遅く、１３００℃以上に温度を
高めると結晶粒界の局部的溶融現象が起こる危険性が存
在するからである。
いて１２〜４０時間に限定した理由は、マンガンの組成
を均ーにするためであり、このため、１０００〜１３０
０℃においてインゴットを加熱するが、１０００℃より
温度が低いと拡散速度が遅く、１３００℃以上に温度を
高めると結晶粒界の局部的溶融現象が起こる危険性が存
在するからである。
【００１１】９００〜１１００℃の熱処理温度において
３０〜６０分間加熱することは、１１００℃以上では結
晶粒が粗大化して引張強度が低くなり、９００℃以下で
はεマルテンサイトが少なく生成されるので減衰能が低
くなる。
３０〜６０分間加熱することは、１１００℃以上では結
晶粒が粗大化して引張強度が低くなり、９００℃以下で
はεマルテンサイトが少なく生成されるので減衰能が低
くなる。
【００１２】マンガンを１０〜２４重量％の組成とする
ことは、１０％マンガン以下はα’マルテンサイト単相
となって振動減衰効果がほとんど起こらないし、１０〜
２８％マンガン合金はεとγとが共存し、これによって
ε／γ界面が存在するので振動減衰能が現れる。常温付
近においての冷間加工によりスリップ転位の生成なしに
εを生成せしめてε／γ界面積を増加させることができ
る。すなわち、常温付近においての冷間加工によりスリ
ップ転位の生成なしにεを生成せしめてε／γ界面積を
増加させることができるマンガン組成範囲が１０〜２４
％のマンガンであるためである。
ことは、１０％マンガン以下はα’マルテンサイト単相
となって振動減衰効果がほとんど起こらないし、１０〜
２８％マンガン合金はεとγとが共存し、これによって
ε／γ界面が存在するので振動減衰能が現れる。常温付
近においての冷間加工によりスリップ転位の生成なしに
εを生成せしめてε／γ界面積を増加させることができ
る。すなわち、常温付近においての冷間加工によりスリ
ップ転位の生成なしにεを生成せしめてε／γ界面積を
増加させることができるマンガン組成範囲が１０〜２４
％のマンガンであるためである。
【００１３】そして、常温付近において冷間加工を３０
％以下に行うことは、上記組成のマンガン合金はε／γ
界面が存在して振動減衰能を有しているが、冷間加工を
行うことによりγ内部に微細なεをさらに多く生成せし
めてε／γの総界面積を増加させて冷間加工前よりすぐ
れた振動減衰能を現すためであり、また３０％以上に冷
間加工量を増加させるとεマルテンサイト板の合体が発
生してε／γ界面積が減少し、εからα’マルテンサイ
トが生成されてこれがε／γ界面の移動を抑制し、εお
よびγ内部に多くの転位が生成されてε／γ界面との相
互作用が生じてε／γ界面の移動を難しくするなどの要
因により振動減衰能が劣るためである。
％以下に行うことは、上記組成のマンガン合金はε／γ
界面が存在して振動減衰能を有しているが、冷間加工を
行うことによりγ内部に微細なεをさらに多く生成せし
めてε／γの総界面積を増加させて冷間加工前よりすぐ
れた振動減衰能を現すためであり、また３０％以上に冷
間加工量を増加させるとεマルテンサイト板の合体が発
生してε／γ界面積が減少し、εからα’マルテンサイ
トが生成されてこれがε／γ界面の移動を抑制し、εお
よびγ内部に多くの転位が生成されてε／γ界面との相
互作用が生じてε／γ界面の移動を難しくするなどの要
因により振動減衰能が劣るためである。
【００１４】本発明の合金において不純物として、炭素
０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０
５重量％以下およびリンを０．０５重量％以下に制限す
る理由は、不純物があまり多く含まれると、ε／γ界面
に不純物元素が拡散して界面を固着するためにε／γ界
面の移動が難しくなって減衰能が劣るためである。
０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０
５重量％以下およびリンを０．０５重量％以下に制限す
る理由は、不純物があまり多く含まれると、ε／γ界面
に不純物元素が拡散して界面を固着するためにε／γ界
面の移動が難しくなって減衰能が劣るためである。
【００１５】
【実施例】以下、本発明の好ましい実施例を添付図面に
基づいて詳細に説明する。
基づいて詳細に説明する。
【００１６】本発明の合金の製造時に、重量％でマンガ
ン１０〜２４％、残りはＦｅから構成されるように秤量
して、溶解炉において炉の温度を１５００℃以上に加熱
してまずＦｅを溶かした後、マンガンを装入して溶解さ
せる。
ン１０〜２４％、残りはＦｅから構成されるように秤量
して、溶解炉において炉の温度を１５００℃以上に加熱
してまずＦｅを溶かした後、マンガンを装入して溶解さ
せる。
【００１７】次いで、インゴットを鋳造して１０００〜
１３００℃において１２〜４０時間均質化処理した後、
熱間圧延して所定形状の寸法に製造する。
１３００℃において１２〜４０時間均質化処理した後、
熱間圧延して所定形状の寸法に製造する。
【００１８】その後、９００〜１１００℃の温度におい
て３０〜６０分間加熱して空冷あるいは水冷した後、常
温付近（２５℃±５０℃）において３０％以下に冷間加
工すると高い減衰能の現れるＦｅ−Ｍｎ系合金鋼にな
る。
て３０〜６０分間加熱して空冷あるいは水冷した後、常
温付近（２５℃±５０℃）において３０％以下に冷間加
工すると高い減衰能の現れるＦｅ−Ｍｎ系合金鋼にな
る。
【００１９】本発明において前記条件に限定した理由
は、次のとおりである。
は、次のとおりである。
【００２０】均質化の処理条件を１０００〜１３００℃
において１２〜４０時間に限定したのは、本発明の合金
の主元素であるマンガンが鋳造の際偏析を起こすので鋳
造したインゴットは高温で加熱して高濃度のマンガンを
低濃度の区域に拡散させてマンガンの組成を均一にしな
ければならない。
において１２〜４０時間に限定したのは、本発明の合金
の主元素であるマンガンが鋳造の際偏析を起こすので鋳
造したインゴットは高温で加熱して高濃度のマンガンを
低濃度の区域に拡散させてマンガンの組成を均一にしな
ければならない。
【００２１】このため、１０００〜１３００℃において
インゴットを加熱するが、１０００℃より温度が低いと
拡散速度が遅く均質化されるのに４０時間以上の長時間
を要するので、これによって生産コストが上昇するよう
になり、１３００℃以上に温度を高めると均質化の時間
を１２時間以内に短縮することはできるが、鋳造の際マ
ンガンが偏析された結晶粒界の局部的溶融現象が起こる
危険性が存在する。従って、１０００〜１３００℃にお
いて１２〜４０時間均質化処理することが最も好まし
い。
インゴットを加熱するが、１０００℃より温度が低いと
拡散速度が遅く均質化されるのに４０時間以上の長時間
を要するので、これによって生産コストが上昇するよう
になり、１３００℃以上に温度を高めると均質化の時間
を１２時間以内に短縮することはできるが、鋳造の際マ
ンガンが偏析された結晶粒界の局部的溶融現象が起こる
危険性が存在する。従って、１０００〜１３００℃にお
いて１２〜４０時間均質化処理することが最も好まし
い。
【００２２】９００〜１１００℃の熱処理温度において
３０〜６０分間加熱することは、１１００℃以上におい
て加熱する場合温度が高すぎて結晶粒が粗大化して引張
強度が低くなり、９００℃以下の加熱では温度が極端に
低すぎて結晶粒が微細化して引張強度は上昇するがＭｓ
が低くなってεマルテンサイトが少なく生成されるので
減衰能が低くなる。減衰能および引張強度を兼備した最
も好ましい条件は９００〜１１００℃において３０〜６
０分間加熱することである。
３０〜６０分間加熱することは、１１００℃以上におい
て加熱する場合温度が高すぎて結晶粒が粗大化して引張
強度が低くなり、９００℃以下の加熱では温度が極端に
低すぎて結晶粒が微細化して引張強度は上昇するがＭｓ
が低くなってεマルテンサイトが少なく生成されるので
減衰能が低くなる。減衰能および引張強度を兼備した最
も好ましい条件は９００〜１１００℃において３０〜６
０分間加熱することである。
【００２３】マンガンを１０〜２４重量％の組成とする
ことは、図１のＦｅ−Ｍｎ合金の２元系状態図からみる
ように、１０％マンガンまではα’マルテンサイトが生
成され、１０〜１５％マンガンにおいてはε＋α’＋γ
の３相が生成され、１５〜２８％マンガンにおいてはε
＋γの２相混合組織が形成される。
ことは、図１のＦｅ−Ｍｎ合金の２元系状態図からみる
ように、１０％マンガンまではα’マルテンサイトが生
成され、１０〜１５％マンガンにおいてはε＋α’＋γ
の３相が生成され、１５〜２８％マンガンにおいてはε
＋γの２相混合組織が形成される。
【００２４】Ｆｅ−Ｍｎ系減衰機構は前述したように、
振動応力により、ε／γ界面の移動時振動エネルギーを
吸収して減衰能が現れるので、１０％マンガン以下は
α’マルテンサイト単相となって振動減衰効果がほとん
ど起こらないし、１０〜２８％マンガン合金はεとγと
が共存し、これによってε／γ界面が存在するので振動
減衰能が現れる。
振動応力により、ε／γ界面の移動時振動エネルギーを
吸収して減衰能が現れるので、１０％マンガン以下は
α’マルテンサイト単相となって振動減衰効果がほとん
ど起こらないし、１０〜２８％マンガン合金はεとγと
が共存し、これによってε／γ界面が存在するので振動
減衰能が現れる。
【００２５】しかしながら、この組成合金に常温付近
（２５℃±５０℃）において適当量の冷間加工を加える
と、応力有機εマルテンサイトがさらに多く生成されて
ε／γ総界面積が増大するので減衰能が冷間加工以前の
状態より顕著に向上する。しかし、マンガン量が２４％
以上となるとオーステナイトのネール（Neel）温度
（TN; 常磁性→反強磁性に変わる磁気変態温度）が常温
よりずっと高くなるため、オーステナイトが安定化され
るので、常温付近において多くの量の加工度を与えるこ
とによりεマルテンサイトが生成され、同時に、オース
テナイトのスリップ系（Slip System）が作動して多数
の転位が生成される。かかる転位は振動時にε／γ界面
の移動に対する減衰能の向上効果をもたらすことがな
い。従って、マンガン組成を１０〜２４％に限定したの
は、常温付近においての冷間加工によりスリップ転位の
生成なしにεを生成せしめてε／γ界面積を増加させる
ことができるマンガン組成範囲が１０〜２４％のマンガ
ンであるためである。
（２５℃±５０℃）において適当量の冷間加工を加える
と、応力有機εマルテンサイトがさらに多く生成されて
ε／γ総界面積が増大するので減衰能が冷間加工以前の
状態より顕著に向上する。しかし、マンガン量が２４％
以上となるとオーステナイトのネール（Neel）温度
（TN; 常磁性→反強磁性に変わる磁気変態温度）が常温
よりずっと高くなるため、オーステナイトが安定化され
るので、常温付近において多くの量の加工度を与えるこ
とによりεマルテンサイトが生成され、同時に、オース
テナイトのスリップ系（Slip System）が作動して多数
の転位が生成される。かかる転位は振動時にε／γ界面
の移動に対する減衰能の向上効果をもたらすことがな
い。従って、マンガン組成を１０〜２４％に限定したの
は、常温付近においての冷間加工によりスリップ転位の
生成なしにεを生成せしめてε／γ界面積を増加させる
ことができるマンガン組成範囲が１０〜２４％のマンガ
ンであるためである。
【００２６】そして、常温付近において冷間加工を３０
％以下に行うことは、１０〜２４％マンガン合金はε／
γ界面が存在して振動減衰能を有しているが、冷間加工
を行うことによりγ内部に微細なεをさらに多く生成せ
しめてε／γの総界面積を増加させて冷間加工前よりす
ぐれた振動減衰能を現すためである。
％以下に行うことは、１０〜２４％マンガン合金はε／
γ界面が存在して振動減衰能を有しているが、冷間加工
を行うことによりγ内部に微細なεをさらに多く生成せ
しめてε／γの総界面積を増加させて冷間加工前よりす
ぐれた振動減衰能を現すためである。
【００２７】ところが、冷間加工を３０％以下に制限す
ることは、３０％以上に冷間加工量を増加させるとεマ
ルテンサイト板の合体が発生してε／γ界面積が減少
し、εからα’マルテンサイトが生成されてこれがε／
γ界面の移動を抑制し、εおよびγ内部に多くの転位が
生成されてε／γ界面との相互作用が生じてε／γ界面
の移動を難しくするなどの要因により振動減衰能が劣る
ためである。
ることは、３０％以上に冷間加工量を増加させるとεマ
ルテンサイト板の合体が発生してε／γ界面積が減少
し、εからα’マルテンサイトが生成されてこれがε／
γ界面の移動を抑制し、εおよびγ内部に多くの転位が
生成されてε／γ界面との相互作用が生じてε／γ界面
の移動を難しくするなどの要因により振動減衰能が劣る
ためである。
【００２８】本発明の合金において不純物として、炭素
０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０
５重量％以下およびリンを０．０５重量％以下に制限す
る理由は、不純物があまり多く含まれると、ε／γ界面
に不純物元素が拡散して界面を固着するため、 ε／γ
界面の移動が難しくなって減衰能が劣るためである。
０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄０．０
５重量％以下およびリンを０．０５重量％以下に制限す
る理由は、不純物があまり多く含まれると、ε／γ界面
に不純物元素が拡散して界面を固着するため、 ε／γ
界面の移動が難しくなって減衰能が劣るためである。
【００２９】次に、本発明の作用効果を図１ないし図４
および表１、表２の実施例に従い説明する。
および表１、表２の実施例に従い説明する。
【００３０】表１は本発明の合金と従来の合金とを加工
工程に応じて振動減衰能を測定した結果を示すものであ
り、本発明の冷間加工を行う合金が冷間加工しない合金
に比べ非常にすぐれた減衰能を現していることがわか
り、従来の技術に比べてもすぐれた減衰効果を有してい
ることを現わす。
工程に応じて振動減衰能を測定した結果を示すものであ
り、本発明の冷間加工を行う合金が冷間加工しない合金
に比べ非常にすぐれた減衰能を現していることがわか
り、従来の技術に比べてもすぐれた減衰効果を有してい
ることを現わす。
【００３１】
【表１】
【００３２】図１は本発明の基本になるＦｅ−Ｍｎ２元
系状態図のＦｅ側部分を示すものであり、各相の変態点
は３℃／分の冷却速度で冷却しながら熱膨張計で測定し
たものである。図１において、１０％Ｍｎまではα’マ
ルテンサイトが生成され、１０〜１５％Ｍｎにおいては
ε＋α’＋γの３相が存在し、１５〜２８％Ｍｎにおい
てはε＋γの２相が混合組織に存在し、２８％Ｍｎ以上
においてはγ単相が存在する。
系状態図のＦｅ側部分を示すものであり、各相の変態点
は３℃／分の冷却速度で冷却しながら熱膨張計で測定し
たものである。図１において、１０％Ｍｎまではα’マ
ルテンサイトが生成され、１０〜１５％Ｍｎにおいては
ε＋α’＋γの３相が存在し、１５〜２８％Ｍｎにおい
てはε＋γの２相が混合組織に存在し、２８％Ｍｎ以上
においてはγ単相が存在する。
【００３３】図２は各Ｍｎ合金を１０００℃に加熱して
常温で空冷したとき、各相の体積％をＸ−線回析分析法
で測定したものである。図１および図２のような測定結
果及び、表２に示すように、α’マルテンサイト組織合
金は振動減衰能が非常に小さく、ε＋α’＋γ混合組織
の合金は振動減衰能が非常に大きく、引張強度もすぐれ
ていることがわかる。
常温で空冷したとき、各相の体積％をＸ−線回析分析法
で測定したものである。図１および図２のような測定結
果及び、表２に示すように、α’マルテンサイト組織合
金は振動減衰能が非常に小さく、ε＋α’＋γ混合組織
の合金は振動減衰能が非常に大きく、引張強度もすぐれ
ていることがわかる。
【００３４】
【表２】
【００３５】ε＋α’＋γ混合組織の合金がα’マルテ
ンサイト合金より振動減衰能が大きい理由は、α’マル
テンサイトの下部組織は転位となっており、転位の移動
により振動エネルギーを吸収するのに対し、ε＋α’＋
γ混合組織の合金は、前述したように、材料が振動応力
を受けるとε／γ界面が移動し、このとき、振動エネル
ギーを吸収するため高い振動減衰能を現す。
ンサイト合金より振動減衰能が大きい理由は、α’マル
テンサイトの下部組織は転位となっており、転位の移動
により振動エネルギーを吸収するのに対し、ε＋α’＋
γ混合組織の合金は、前述したように、材料が振動応力
を受けるとε／γ界面が移動し、このとき、振動エネル
ギーを吸収するため高い振動減衰能を現す。
【００３６】図３は冷間加工度に伴う比減衰能（ＳＤ
Ｃ：Specific Damping Capacity ）の変化をする本発明
合金について示すものである。冷間加工度の増加と共に
ＳＤＣが増加してほぼ１０〜２０％加工度においては最
大減衰能を示し、それ以上に冷間加工度が増加するとＳ
ＤＣが減少してほぼ３０％以上に加工度が増加すると冷
間加工をしないと状態よりも減衰能が劣るので、本発明
においては減衰能の向上のための冷間加工を３０％以内
に制限した。
Ｃ：Specific Damping Capacity ）の変化をする本発明
合金について示すものである。冷間加工度の増加と共に
ＳＤＣが増加してほぼ１０〜２０％加工度においては最
大減衰能を示し、それ以上に冷間加工度が増加するとＳ
ＤＣが減少してほぼ３０％以上に加工度が増加すると冷
間加工をしないと状態よりも減衰能が劣るので、本発明
においては減衰能の向上のための冷間加工を３０％以内
に制限した。
【００３７】図４は比較鋼と本発明合金鋼とに関して冷
間加工の前後においての自由振動減衰曲線を示すもので
ある。これはねじり(torsional) 振子型減衰能測定装置
を用いて最大表面剪断変形率γ＝８×１０4において棒
状試片を有して得るものである。比較鋼（Ｆｅ−４％Ｍ
ｎ）は水冷の後減衰能が小さいばかりでなく〔図４
（Ａ）〕、１５％冷間加工を付与しても減衰能は改善さ
れなかった〔図４（Ｂ）〕。しかしながら、本発明の合
金中の一つであるＦｅ−１７％Ｍｎは高温において水冷
の後にも振幅減衰能現象が顕著であるが〔図４
（Ｃ）〕、常温において冷間加工を１５％付与すると振
幅減衰能現象がより顕著であることがわかる〔図４
（Ｄ）〕。
間加工の前後においての自由振動減衰曲線を示すもので
ある。これはねじり(torsional) 振子型減衰能測定装置
を用いて最大表面剪断変形率γ＝８×１０4において棒
状試片を有して得るものである。比較鋼（Ｆｅ−４％Ｍ
ｎ）は水冷の後減衰能が小さいばかりでなく〔図４
（Ａ）〕、１５％冷間加工を付与しても減衰能は改善さ
れなかった〔図４（Ｂ）〕。しかしながら、本発明の合
金中の一つであるＦｅ−１７％Ｍｎは高温において水冷
の後にも振幅減衰能現象が顕著であるが〔図４
（Ｃ）〕、常温において冷間加工を１５％付与すると振
幅減衰能現象がより顕著であることがわかる〔図４
（Ｄ）〕。
【００３８】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば従来技術
の合金より振動減衰能がすぐれ、引張強度など機械的性
質のすぐれた振動減衰合金を得られる。
の合金より振動減衰能がすぐれ、引張強度など機械的性
質のすぐれた振動減衰合金を得られる。
【図１】Ｆｅ−Ｍｎ合金の２元系状態図である。
【図２】Ｆｅ−Ｍｎ合金の常温においての変態量を示す
図である。
図である。
【図３】Ｆｅ−１７％Ｍｎ合金の加工度に従う減衰能の
変化を示す図である。
変化を示す図である。
【図４】Ｆｅ−Ｍｎ合金の冷間加工後の自由な振動振幅
減衰曲線をそれぞれ示す図で，（Ａ）はＦｅ−４％Ｍｎ
合金の冷間加工前（水冷状態）、（Ｂ）はＦｅ−４％Ｍ
ｎ合金の冷間加工後、（Ｃ）はＦｅ−１７％Ｍｎ合金の
冷間加工前（水冷状態）、（Ｄ）はＦｅ−１７％Ｍｎ合
金の冷間加工後を示すものである。
減衰曲線をそれぞれ示す図で，（Ａ）はＦｅ−４％Ｍｎ
合金の冷間加工前（水冷状態）、（Ｂ）はＦｅ−４％Ｍ
ｎ合金の冷間加工後、（Ｃ）はＦｅ−１７％Ｍｎ合金の
冷間加工前（水冷状態）、（Ｄ）はＦｅ−１７％Ｍｎ合
金の冷間加工後を示すものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 孫 龍 哲 大韓民国京畿道城南市盆塘區也搭洞211住 公アパート401−406 (72)発明者 金 正 ▲ちぇおる▼ 大韓民国ソウル特別市江南區▲ぽ▼夷洞 168−３ (72)発明者 田 仲 ▲はん▼ 大韓民国ソウル特別市江南區鴨▲鴎▼亭洞 現代アパート24−1006 (72)発明者 高 永 三 大韓民国ソウル特別市道峰區水流１洞53− ７
Claims (2)
- 【請求項１】 マンガン１０〜２４重量％、不純物とし
て炭素０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄
０．０５重量％以下、リン０．０５重量％以下および残
りがＦｅから成る組成範囲を有し、ε、α’およびγの
混合組織からなるＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合金鋼。 - 【請求項２】 マンガン１０〜２４重量％、不純物とし
て炭素０．２重量％以下、珪素０．４重量％以下、硫黄
０．０５重量％以下およびリン０．０５重量％以下を含
み、残りがＦｅから組成された溶湯を鋳造してインゴッ
トをつくり、これを１０００〜１３００℃において１２
〜４０時間均質化処理して熱間圧延を行い、９００〜１
１００℃において３０〜６０分間さらに加熱して常温で
空冷あるいは水冷し、これを常温付近（２５℃±５０
℃）において３０％以下の圧下率で冷間加工することを
特徴とするＦｅ−Ｍｎ系振動減衰合金鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR93-21973 | 1993-10-22 | ||
| KR1019930021973A KR960006453B1 (ko) | 1993-10-22 | 1993-10-22 | Fe-Mn계 진동 감쇠 합금강과 그 제조 방법 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150300A true JPH07150300A (ja) | 1995-06-13 |
| JP2637371B2 JP2637371B2 (ja) | 1997-08-06 |
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ID=19366339
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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|---|---|
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| JP (1) | JP2637371B2 (ja) |
| KR (1) | KR960006453B1 (ja) |
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| DE (1) | DE69408773T2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008196022A (ja) * | 2007-02-14 | 2008-08-28 | Nagoya Institute Of Technology | Ｆｅ−Ｍｎ系合金の制振特性向上方法 |
| JP2011190525A (ja) * | 2009-08-26 | 2011-09-29 | Tk Techno Consulting:Kk | 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 |
| JP2013221191A (ja) * | 2012-04-18 | 2013-10-28 | Nagoya Institute Of Technology | 制振合金の処理方法 |
| US20160033312A1 (en) * | 2013-04-25 | 2016-02-04 | Woojin Inc. | Ultrasonic flow measurement system |
| JP2016540117A (ja) * | 2013-10-23 | 2016-12-22 | ポスコＰｏｓｃｏ | 防振性に優れた高強度高マンガン鋼板及びその製造方法 |
| JP2017504719A (ja) * | 2013-12-24 | 2017-02-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | 溶接性及び溶接部の衝撃靱性に優れた鋼材 |
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|---|---|---|---|---|
| KR20000033105A (ko) * | 1998-11-19 | 2000-06-15 | 구자홍 | 칼라브라운관용 러그의 조성물 및 제조방법 |
| US6979182B2 (en) | 2001-07-31 | 2005-12-27 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Vibration damping mechanism for piston type compressor |
| JP4631228B2 (ja) | 2001-07-31 | 2011-02-16 | 株式会社豊田自動織機 | ピストン式圧縮機における防振構造 |
| WO2006109919A1 (en) * | 2005-04-11 | 2006-10-19 | Korea Institute Of Science And Technology | High-strength damping alloys and low-noise diamond saw using the same |
| DE102006059884B4 (de) * | 2006-12-19 | 2020-08-06 | Volkswagen Ag | Austenitischer Schweißzusatzwerkstoff auf Eisen-Basis für das Schweißen eines austenitischen Werkstoffs mit einem weiteren Werkstoff |
| KR100840287B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-06-20 | 주식회사 포스코 | 잔류 오스테나이트와 ｈｃｐ 마르텐사이트 조직이 혼합된복합조직강 및 그의 열처리 방법 |
| RU2443795C2 (ru) * | 2010-04-16 | 2012-02-27 | Тамара Федоровна Волынова | МНОГОФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ АНТИФРИКЦИОННЫЕ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫЕ ИЗНОСОСТОЙКИЕ ДЕМПФИРУЮЩИЕ С ЭФФЕКТОМ ПАМЯТИ ФОРМЫ СПЛАВЫ НА МЕТАСТАБИЛЬНОЙ ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА СО СТРУКТУРОЙ ГЕКСАГОНАЛЬНОГО ε-МАРТЕНСИТА И ИЗДЕЛИЯ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЭТИХ СПЛАВОВ С ЭФФЕКТОМ САМООРГАНИЗАЦИИ НАНОСТРУКТУРНЫХ КОМПОЗИЦИЙ, САМОУПРОЧНЕНИЯ И САМОСМАЗЫВАНИЯ ПОВЕРХНОСТЕЙ ТРЕНИЯ, С ЭФФЕКТОМ САМОГАШЕНИЯ ВИБРАЦИЙ И ШУМОВ |
| KR101736636B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-05-17 | 주식회사 포스코 | 방진특성이 우수한 고Mn강판 및 그 제조방법 |
| CN114807726A (zh) * | 2022-05-06 | 2022-07-29 | 成都大学 | 一种快速制备Fe-Mn阻尼合金的方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5128252A (ja) * | 1974-07-17 | 1976-03-10 | Stephan & Soehne | |
| JPS62142722A (ja) * | 1985-12-18 | 1987-06-26 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH05255813A (ja) * | 1991-12-24 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 加工性と制振性能に優れた高強度合金 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03500305A (ja) * | 1988-07-08 | 1991-01-24 | ファムシー スティール コーポレイション | ２相高減衰能を有するＦｅ‐Ｍｎ‐Ａｌ‐Ｃ基合金 |
-
1993
- 1993-10-22 KR KR1019930021973A patent/KR960006453B1/ko not_active IP Right Cessation
-
1994
- 1994-08-10 JP JP6188322A patent/JP2637371B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1994-09-07 EP EP94401992A patent/EP0649914B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-09-07 AT AT94401992T patent/ATE163687T1/de active
- 1994-09-07 DE DE69408773T patent/DE69408773T2/de not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
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| JPS5128252A (ja) * | 1974-07-17 | 1976-03-10 | Stephan & Soehne | |
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| US10563280B2 (en) | 2013-10-23 | 2020-02-18 | Posco | High manganese steel sheet having high strength and excellent vibration-proof properties and method for manufacturing same |
| JP2017504719A (ja) * | 2013-12-24 | 2017-02-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | 溶接性及び溶接部の衝撃靱性に優れた鋼材 |
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|---|---|
| DE69408773T2 (de) | 1998-08-13 |
| KR960006453B1 (ko) | 1996-05-16 |
| JP2637371B2 (ja) | 1997-08-06 |
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| KR950011633A (ko) | 1995-05-15 |
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