JPH11222643A - 制震用Ｚｎ−Ａｌ合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｐｂ製ダンパーと同程度の制震性を有し、且
つ小型軽量化を図ることができるＺｎ−Ａｌ合金及びそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｚｎ：３０〜９９ｗｔ％、残部Ａｌ及び
不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、平均結
晶粒径が５μｍ以下のα相又はα′相中に、平均結晶粒
径が０．０５μｍ以下のβ相が微細分散した組織を有し
ている。Ｚｎ−Ａｌ合金を２５０℃以上に均熱した後、
急冷し、次いで、２７５℃以下の温度で温間加工した
後、急冷することにより、あるいはＺｎ−Ａｌ合金を２
５０℃以上に均熱した後、急冷し、次いで、冷間加工す
ることにより製造される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、風や地震等による
揺れ或は歪みに追随できる、所謂、免震・制震デバイス
用金属として使用できる制震用Ｚｎ−Ａｌ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】風荷重、地震荷重の歪みを吸収する、あ
るいは歪みや揺れに追随できる、所謂免震・制震デバイ
スとしては、Ｐｂ製ダンパー、防振ゴム、オイルダンパ
ーや、ＬＹＰ（極低降伏点鋼）等の制振鋼板を用いたも
のなどがある。

【０００３】しかし、防振ゴムは経時劣化の問題がある
ため、長期間の耐用が求められる建築物用の免震・制震
デバイスには適していない。オイルダンパーは、定期的
メインテナンスを要するため、防振ゴムと同様に、建築
物の免震・制震デバイス用としては面倒である。また、
ＬＹＰ等の制振鋼板は、永久変形によって加工硬化がお
きたり、繰り返し荷重に対して材質劣化すると、エネル
ギー吸収性が低下するばかりか、硬くなりすぎると、構
造物にまで振動を伝播することになるため、制震・免震
デバイス用金属としては、その用途が限定される。

【０００４】一方、Ｐｂは軟らかく、地震や風のような
振動数０．１〜１０Ｈｚの揺れに追随することができ、
また伸縮による材質劣化という問題は少ない。このた
め、現在、建築物に取付けられる免震・制震デバイスと
しては、図７に示すようなＰｂ製ダンパーが、一般に用
いられている。図７中、１が鉛鋳造体であり、２はホモ
ゲン溶接部、３は鋼板である。

【０００５】しかし、このような大型のダンパーは重量
が重いために、施工が大変である。また、Ｐｂの降伏点
は５ＭＰａ程度と軟らかいため、構造物又は構造物に接
合された部材とＰｂダンパーを接合するためには、特殊
な技術が必要であり、適用範囲に限界があった。さら
に、Ｐｂは毒性があるため、近年、建築物としての使用
が制限される傾向にある。

【０００６】このような事情から、近年、毒性がなく、
小型軽量のデバイスを提供できる制震用の金属が求めら
れており、Ｐｂに代替できる制震用金属として、超塑性
を示すＺｎ−Ａｌ合金が注目されてきている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】例えば、R.S.Mishra
ら,The observation of tensile superplasticity in n
anocrystalline materials: Nanostruct Mater.Vol. 9,
No. 1/8 p473-476(1997)に、ナノ結晶のＺｎ−２２％Ａ
ｌ合金は３７３Ｋで歪み速度１×１０^-4Ｓ^-1の変形にも
追随できる超塑性が認められたことが報告されている。
しかし、室温ではこのような超塑性は実現されていない
ため、室温での伸びが要求される建築用免震デバイスと
して実際上使用することができない。

【０００８】また、G. Toress-Villasenorらの「A rein
vestigation of the mechanical history on superplas
ticity of Zn-22Al-2Cu at room temperature 」（Mate
rial. Science. Forum Vol. 243/245 P553(1997)）に、
Ｚｎ−２２％Ａｌ−２％Ｃｕ合金を、均熱化、水冷後に
冷間加工して、α相内部にβ相が析出した組織を得、室
温超塑性を発現させたことが開示されている。ここで示
されている伸びは、１３５％であり、最大で１６０％の
伸びが得られることが示されている。しかし、この文献
には、温間加工した場合、室温でこのような伸びを有す
ることは示されていない。また、冷間加工の場合であっ
てもＰｂダンパーの代替として小型軽量で同程度以上の
免震、制震性能を有するためには、もっと大きな伸び
（例えば、１８０％以上の伸び）を有することが望まし
い。

【０００９】一方、M. Furukawa らの「Fabrication of
submicrometer-grained Zn-22%Alby torsion strainin
g. 」J. Mater. Res. Vol. 11 No.9 P2128(1996) に
は、初期粒径が１μｍ〜１５μｍの円柱形のＺｎ−２２
％Ａｌ合金を５ＧＰａという高圧下で強捻り変形（冷間
変形）すると、最終組織が最微細部である中心部では、
０．１μｍ〜０．５μｍとなったことが開示されてい
る。しかし、捻り変形に起因して、中心部は超塑性を示
す可能性のある微細組織であっても、中心から離れた外
周部の粒状組織は粗大で超塑性現象を示すものではない
という様な、外周部と中心部で著しく異なる組織となっ
ている。また、このような強捻り変形が適用できるサイ
ズは、直径１５ｍｍ程度、厚さ０．３ｍｍと非常に小さ
いものに限定されるため、免震デバイスのような大荷重
を受ける部材で同様の方法を適用して、部材全体に微細
組織を得ることは困難である。従って、建築部材として
用いる程度の大きさのＺｎ−２２％Ａｌ合金で、部材全
体に超塑性を発揮できるような微細組織を形成すること
は、このような捻り変形を利用する方法では無理であ
る。

【００１０】本発明は、上記のような事情を鑑みてなさ
れたものであり、その目的とするところは、部材全体と
して超塑性を示すことができる均一性を有し、しかも、
現在一般に使用されているＰｂ製ダンパーの代替とし
て、しかも小型軽量化を図ることができるように、室温
で超塑性、好ましくは１６０％超の伸びを示すことがで
きる制震用のＺｎ−Ａｌ合金及びその製造方法を提供す
ることにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者は、Ｚｎ−Ａｌ
合金において、冷却条件の制御により従来技術では到達
できなかった均一で安定な超微細組織を得ることができ
ることを見い出し、室温でも超塑性と言える伸びを発現
できる制震用Ｚｎ−Ａｌ合金及びその製造方法を完成し
た。

【００１２】すなわち、本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金
は、Ｚｎ：３０〜８０ｗｔ％、残部Ａｌ及び不可避不純
物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、平均結晶粒径が５
μｍ以下のα相又はα′相中に、平均結晶粒径が０．０
５μｍ以下のβ相が微細分散した組織を有していること
を特徴とする。あるいは、Ｚｎ：７５〜９９ｗｔ％、残
部Ａｌ及び不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であっ
て、平均結晶粒径が５μｍ以下のα相又はα′相、及び
β相を主要組織とし、前記α相又はα′相中に、平均結
晶粒径が０．０５μｍ以下のβ相が微細分散した組織を
有していることを特徴とする。本発明の制震用Ｚｎ−Ａ
ｌ合金は、室温にて１６０％超の伸びを有すること、特
に１８０％以上の伸びを有することが好ましい。

【００１３】本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の第１の製
造方法は、Ｚｎ−Ａｌ合金を２５０℃以上に均熱した
後、急冷し、次いで、２７５℃以下の温度で温間加工し
た後、急冷することを特徴とする。第２の製造方法は、
Ｚｎ−Ａｌ合金を２５０℃以上に均熱した後、急冷し、
次いで、冷間加工することを特徴とする。

【００１４】

【発明の実施の形態】まず、本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ
合金について説明する。本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金
の成分組成は、Ｚｎ含有率が３０〜９９．９ｗｔ％、好
ましくは３０〜８０ｗｔ％、さらに好ましくは５０〜８
０ｗｔ％、より好ましくは７０〜８０ｗｔ％で、残部が
Ａｌ及び不可避不純物である。これらのうち、Ｚｎ−２
２％Ａｌ共析合金が特に好ましい。図１のＺｎ−Ａｌ合
金の状態図に示すように、Ａｌの含有率が２２ｗｔ％の
ときに共析点があるので、最も組織制御しやすく、超塑
性を発現させやすいからである。一方、上記範囲では、
Ｚｎの含有率が小さくなるにつれて、β析出量が減少
し、結晶粒の移動による塑性変形が起こっても伸びが低
下する傾向にある。そして、Ｚｎの含有率が３０重量％
未満では、本発明の条件で処理しても１００％を超える
伸びは発現できないからである。

【００１５】尚、図１において、α相とは主成分がＡｌ
の面心立方格子の結晶領域をいい、α′相とは結晶構造
は面心立方格子であるが成分的にはＺｎが主成分となっ
ている結晶領域をいい、β相とはＺｎが主成分となった
六方稠密格子の結晶領域をいい、Ｌは液体相である。次
に本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の組織について説明す
る。

【００１６】Ｚｎ−Ａｌ合金が超塑性を示すためには、
α相又はα′相中に微細なβ相が分散析出した組織（以
下、まとめて「β分散α相」という）を有している必要
がある。つまり、Ｚｎ：３０〜８０ｗｔ％、残部Ａｌ及
び不可避不純物からなる制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の場合、
マクロ的にはα単相組織であるが、各α相又はα′相中
に、β相が微細分散した組織を有している。一方、図１
からわかるように、８０％以上のＺｎ濃度域では、必然
的にα＋βの２相の混合組織となる。従って、上記範囲
の組成のうち、Ｚｎの含有率が７５〜９９ｗｔ％では、
粒径数１０μｍというマクロ的なβ相と、βが微細分散
したα相又はα′相とが混合した２相組織となる。

【００１７】ここで、マクロなα相、β相とは、１００
０倍程度で認識することが出来る組織をいい、β分散α
相の微細析出しているβ相は、約５０００倍以上で確認
できる組織である。

【００１８】内部にβの析出がないα相とβ相の２相組
織（α＋β）では、α相、β相それぞれの延性が発現さ
れて、超塑性を発現できない。つまり、βが析出してい
ないα相は、α単相と類似の性質を示し、α単相に該当
する９９．９９９ｗｔ％Ａｌの室温での伸びは７０％程
度で、結晶粒の移動による塑性変形を示すことができな
い。また、マクロなβ相は、常温回復現象（転位の回
復）が起き、変形抵抗は安定するが、伸びは６５％程度
である。よって、βの析出がないα相とβ相の２相組織
（α＋β）では、全体としても６８％程度の伸びとな
る。

【００１９】一方、β分散α相は、βが析出してないα
相とは全く異なり、結晶粒の移動による塑性変形によっ
て２００％以上の伸びを示すことができる。従って、Ｚ
ｎ：７５〜９９ｗｔ％、残部Ａｌ及び不可避不純物から
なる本発明に係るＺｎ−Ａｌ合金の様に、マクロなβ相
が存在して（α＋β）の２相組織となっている場合、マ
クロなβ相は常温回復現象にて６５％程度の延性を発揮
するだけであるが、β分散α相が２００％以上の伸びを
発揮してβ相の粒界面に応力集中が起こるのを回避でき
るため、全体として１６０％超の伸びを示すことが出来
る。

【００２０】従って、本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金
は、βが析出していないα相やマクロなβ相は存在しな
い方が好ましいが、超塑性を発揮し得るβ分散α相を有
する組織であれば、マクロなβ相が混在している２相組
織であってもよい。

【００２１】本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金が、室温で
伸び１６０％超というような室温超塑性を示すために
は、さらに、上記組織において、βが微細分散している
α相又はα′相、及びα相又はα′相内に分散析出して
いるβ相の粒径が、以下のようでなければならない。

【００２２】図２に、Ｚｎの含有率が３０ｗｔ％以上の
Ｚｎ−Ａｌ合金のα′相又はα相の粒径と伸びの関係
を、図３に、β相の粒径と伸びとの関係を示す。図２及
び図３において、「◆」はβ分散α相を有する組織であ
り、「○」は製造条件が異なるためにラメラ状をはじめ
とするα＋βの２相組織の合金を示している。

【００２３】図２から、α又はα′の粒径が小さくなる
程、伸びが大きくなることがわかる。そして、粒径１０
μｍ以下でβ分散α組織となって、１００％以上の伸び
を示し、５μｍ以下にすると１６０％超、具体的には１
８０％以上の伸びを示すことができる。また、図３よ
り、βの粒径が小さい程、伸びが大きくなることがわか
る。そして、粒径０．１μｍ以下ではβ分散α組織とな
って１００％以上の伸びを示し、０．０５μｍ以下では
１６０％超、具体的には１８０％以上の伸びを示し、さ
らに０．０２μｍ以下とすることにより、３００％以上
の伸びを確保できることがわかる。

【００２４】従って、本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金
は、α相又はα′相が５μｍ以下で、α相又はα′相中
に分散析出されているβ相が０．０５μｍ以下である。
これにより、室温で１６０％超、好ましくは１８０％以
上の伸びを示すことができる。尚、βが析出していない
α単独の相や、α相とは独立に存在しているβ相が存在
する場合、これらのαやβ相は、５．０μｍ以下、特に
３．５μｍ以下であることが好ましい。

【００２５】尚、本発明のＺｎ−Ａｌ合金は、上記要件
を満たせば、定常応力が加工量、歪み速度によってあま
り変化しないように、ヒステリシスの安定性を損なわな
い範囲で、強化元素Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇを含有して
いてもよい。また、伸びの向上のために、結晶微細化に
有効なＺｒ、ＴｉＢを添加してもよい。

【００２６】但し、Ｚｎ−２２％Ａｌ−２％Ｃｕのよう
に高強度化させた場合には、ゴムのように剛性が小さい
ものと組み合わせて用いる免震・制震ダンパーとしない
ことが好ましい。ゴムの変形が過度になって、本発明の
制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の超塑性変形による制震性が有効
に発揮されずに、ゴムの防振性を損なうことになるから
である。次に、本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の製造方
法について説明する。

【００２７】まず、上記組成を有するＺｎ−Ａｌ合金を
２５０℃以上で均熱する。構造欠陥を含んだ状態で鍛造
等の加工を行なうと、鍛造割れを引き起こすおそれがあ
るので、構造欠陥や偏析を消失させて、均質化するため
である。

【００２８】均熱は、２５０℃以上、好ましくは２７５
℃以上、より好ましくは３００℃以上で１０分間以上保
持することにより行なう。インゴット等の鋳造後の合金
の状態では、通常、Ｚｎ−Ａｌのラメラ状組識とβ析出
がないα相との混合組識（Ａｌ含有率が２２％以上の場
合）、あるいはα相とは独立したβ相を有する（α＋
β）の混合組織（Ａｌ含有率が２２％以下の場合）とな
っている。よって、一旦昇温して、βをα内に閉じ込め
る必要があるからである。一方、均熱は、液相が表れる
温度以下、例えばＺｎ含有率が８０％以上の場合には３
５０℃以下で行なうことが好ましい。液相ではβの拡散
が大きくなりすぎて、β分散α組織が得られないからで
ある。

【００２９】尚、Ｚｎは蒸気圧が高く、過度に昇温する
と、凝固時に巣ができ破断の原因になる。特に、Ｚｎ含
有率が４０％以下では、Ｚｎ−Ａｌ合金の液相温度が高
く、Ｚｎの蒸気圧が問題となる。よって、均熱前に行な
う鋳造に際しては、一旦、液相が表れる温度に保持し、
その後、凝固を開始する方が“巣”の発生率が少なくな
るので好ましい。

【００３０】Ｚｎ−Ａｌ合金の均熱後、急冷する。α′
又は（α′＋β）の組織状態から急冷することにより、
α′から安定なαに移行しようとしても、マクロレベル
で２相分離する程までβが拡散できず、βをα内で析出
させることができるからである。つまり、α＋βの２相
の混合組織ではなく、超塑性を発揮し得るβ分散α組織
を生成できるからである。ここで、冷却速度は、１０℃
／ｓｅｃ以上で、具体的には水冷することが好ましい。
炉冷（０．１℃／ｓｅｃ以下）や空冷（１０℃／ｓｅｃ
未満）では、βが拡散してラメラ状組織となるからであ
る。この段階でラメラ組織となっている場合、次に行な
う加工処理が加工率３０％以下では、微細化が不十分と
なり、内部摩擦で評価できる制振性（音の吸収）は多少
発揮（Ｑ ^-1＝１．０〜５．０×１０^-2）するが、室温で
の伸びは１００〜１４０％程度となり、１６０％超の伸
びを確保できないからである。

【００３１】均熱後、急冷によりβ分散α組織は得られ
るが、αは１０〜２０μｍ程度、βは０．０５〜０．１
μｍ程度で、１００〜１５０℃程度の高温で超塑性とい
えるような１８０％以上の伸びを示しても、室温でその
ような伸びは示さない。

【００３２】室温で超塑性と言えるような伸びを示すた
めには、続いて、物理的外力を与えてα又はα′結晶
粒、更にはα又はα′中のβを微細化する必要がある。
すなわち、急冷後、冷間加工又は温間加工する必要があ
る。

【００３３】本発明で行われる加工は、結晶粒微細化の
ために外力を加える工程であればよく、具体的には、鍛
造、押し出し、伸線加工などが挙げられる。

【００３４】組織の超微細化のための加工は、融点の半
分以下の温度で行なうことが好ましい。Ｚｎ−Ａｌ合金
の融点（Ｔｍ）は、合金の組成にもよるが４００℃（６
７３Ｋ）前後であるから、融点（Ｔｍ）に対する加工熱
処理温度（Ｔtmcp）の比率であるＴtmcp／Ｔｍが０．４
５〜０．６程度となる加工熱処理温度は、２０〜１２０
℃程度である。従って、室温〜１００℃で行なう冷間加
工によれば、αが５μｍ以下で、この内部に０．０５μ
ｍ以下のβが微細分散した本発明に係る制震用Ｚｎ−Ａ
ｌ合金が得られる。

【００３５】本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金は、冷間加
工だけでなく、１００〜２７５℃で行なう温間加工によ
っても、その後に行なう冷却速度を制御することにより
得られる。温間加工の加工温度を２７５℃以下とするの
は、２７５℃を超えると、図１に示すように、組織が変
態するため、せっかくβ分散α相を形成していても、再
度、α又はα′相からβが分離して（α＋β）の２相組
織になるおそれがあるからである。

【００３６】温間加工した場合、冷却速度１０℃／ｓｅ
ｃで急冷する必要がある。具体的には水冷を行なう必要
がある。インゴットの加熱後に行なう冷却の場合と同様
に、得られたβ分散α組織を固定するためである。１０
０℃以上に加熱した後、冷却速度が遅いとβ分散α組織
が粗大化し、更に２７５℃以上に加熱する場合にはラメ
ラ状組織が出現し、室温での超塑性は発現しなくなるか
らである。

【００３７】尚、温間加工の場合、加工と熱処理とは同
時に行なうことが好ましいが、小型部材の押し出しの場
合、加熱後に押し出した後、急冷してもよい。

【００３８】以上のようにして得られる制震用Ｚｎ−Ａ
ｌ合金を用いることにより、従来のＰｂダンパーと同様
の強度、制震機能を確保し、且つ小型軽量化したダンパ
ーを製造することができる。

【００３９】制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の降伏点は、組成及
び組織状態にもよるが、一般に６０〜２００ＭＰａであ
る。一方、現在ダンパー材料として用いられているＰｂ
の降伏点は５ＭＰａで、室温での伸びは約５４％程度で
ある。免震デバイスの変形モードは剪断変形であり、図
７に示すＰｂダンパ（高さ９２．１ｃｍ、直径１８．０
ｃｍ、重量約２００ｋｇ）と同程度の剪断強度を有する
ダンパーを、降伏応力（σｙ）がＰｂの約２８倍のＺｎ
−Ａｌ合金で作製する場合、Ｚｎ−Ａｌ合金の高さ、
径、及び要求される伸びの関係は、表１に示すようにな
る。

【００４０】

【表１】

【００４１】表１からわかるように、Ｚｎ−Ａｌ合金が
室温で１８０％以上の伸びを発揮する場合には、高さを
約１／３、径を約１／１０にでき、その結果、重量を１
／１００（約２ｋｇ）程度にまで小型化することができ
る。このように、本発明のＺｎ−Ａｌ合金を用いて免震
デバイスを製造すれば、従来のＰｂ製ダンパーと同程度
の制震性（地震の揺れに追随できる変位）を確保しつ
つ、小型軽量化が達成され、免震デバイスの運搬、施工
が簡便となり、作業性、取扱い性が向上する。

【００４２】尚、弾性変形内では断面積が細くなること
による問題は起きないが、塑性変形段階になると、免震
デバイスの各部位での変形挙動が同じになるとは考えら
れないので、非円形断面にする等、適宜形状変更するこ
とが好ましい。

【００４３】また、Ｚｎ−Ａｌ合金はほぼ軟鋼と同等又
は軟鋼よりもやや柔らかいので、ボルト締め、リベット
締め等の一般的な接合技術も使用でき、建築構造物等と
の接合は容易である。但し、はんだ付けのように熱を加
える接合処理の場合には、２５０℃以上、好ましくは１
００℃以上に加熱しないように注意しなければならな
い。上述のように２５０℃以上では組織が変態するおそ
れがあり、また１００℃以上加熱された後、急冷しなけ
れば、せっかく得られた微細組織が粗大化し、室温で１
６０％を超える伸びを確保することが困難となるからで
ある。

【００４４】

【実施例】〔制震用Ｚｎ−Ａｌ合金〕５０ｋｇのＺｎ−
Ａｌ合金を真空溶解炉にてＡｒ雰囲気大気圧中で、一旦
溶解させた後、凝固させてＺｎ−Ａｌ合金のインゴット
を得た。尚、凝固開始温度はＡｌ−２０％Ｚｎで６５０
℃、Ａｌ−４０％Ｚｎで６２０℃、Ａｌ−６０％Ｚｎで
５６０℃、Ａｌ−２０％Ｚｎで５００℃、Ａｌ−９６％
Ｚｎで４１０℃であった。

【００４５】得られたＺｎ−Ａｌ合金のインゴットを、
表２に示す処理（３５０℃で１時間保持→第１冷却→加
工→第２冷却）を行った（表２中、Ｎｏ６〜Ｎｏ．２
９）。冷却速度は、炉冷の場合は約１０℃／ｈ（０．０
０３℃／ｓ）程度であり、空冷の場合は５℃／ｓ程度で
あり、水冷の場合は２００℃／ｓ程度である。

【００４６】尚、表２のＮｏ．１〜４は、いずれも３Ｎ
（９９．９％）以上の市販の鍛造品を切り出したもので
ある。４Ｎは９９．９９％、５Ｎは９９．９９９％を示
している。また、Ｎｏ．９〜１４の加工については、ダ
イスを６回通過させて真歪みを１．８とする場合（表
中、「ｂ」で示す）と、ダイスを８回通過させて真歪み
を２．４とする場合（表中、「ａ」で示す）との２種類
を行なった。

【００４７】加工処理後の金属組織を電子顕微鏡で観察
し、α又はα′、及びβの粒径を測定した。また、各金
属の伸びを測定した。尚、伸びは、ゲージ部の径１０ｍ
ｍφ、ゲージ長さ４２ｍｍの円筒形引張試験片を、クロ
スヘッド速度０．５ｍｍ／分で室温にて引張試験を行
い、破断するときの伸びを測定することにより行なっ
た。結果を表２に示す。

【００４８】

【表２】

【００４９】〔評価〕Ｎｏ．５はＺｎ−２０％Ａｌのイ
ンゴットの特性である。鋳造欠陥を含むためと思われる
が、伸びは２４．３％と少なく、Ｐｂよりも劣ってい
た。

【００５０】Ｎｏ．６は加熱後の冷却が炉冷で遅いため
にα′、β共に粗大であり、伸びがインゴットの場合よ
りも向上したものの、Ｐｂと同程度の伸びしか得られな
かった。

【００５１】Ｎｏ．７は、加熱後空冷（５℃／ｓ）した
ものであるが、やはり冷却速度が遅いために、Ｎｏ．６
と同様、α′、βの微細化が不十分で、伸びは多少向上
したものの、Ｐｂと同程度であった。

【００５２】Ｎｏ．８は、インゴットの加熱後水冷（２
００℃／ｓ）したものである。急冷によりα′、βの微
細化は進み、伸びは空冷や炉冷の場合よりも向上した
が、やはりＰｂと同程度の伸びしか得られなかった。

【００５３】Ｎｏ．９ａ、９ｂいずれも、Ｎｏ．８の材
料を水中にて伸線（冷間加工）したものである。伸線に
より微細化が更に進んでα′は５μｍ以下、βは０．０
５μｍ以下となって組織微細化が達成され、伸びは１８
０％を越えていた。この合金の組織を電子顕微鏡（５０
００倍）で観察したところ、図４に示すように、α結晶
粒が認められ、更に１０万倍の電子顕微鏡で、α′を拡
大観察したところ（図５）、α′相内に微細析出してい
るβが確認できた。図５中、黒色部分がα′で、黒色部
分の中に存在する白色粒がβである。

【００５４】Ｎｏ．１０、１１は、均熱後に行なう冷却
を、炉冷又は空冷として、次いで、冷間加工をしたもの
である。この場合、Ｎｏ．９と同様に冷間加工にしたに
も拘わらず、元の組織がラメラ状であったために、α、
βの微細化はＮｏ．９に比べて劣り、伸びも１８０％以
下であった。

【００５５】Ｎｏ．１２ａ、１２ｂは、Ｎｏ．８の材料
を大気中で伸線加工（空冷伸線）したものである。伸線
により組織微細化が進み、α′は５μｍ以下、βは０．
０５μｍ以下となり、伸びが１８０％を越えていた。

【００５６】Ｎｏ．１３、１４は、Ｎｏ．６、７の材料
を大気中にて伸線加工したものである。Ｎｏ．１２と同
様の条件で伸線を行なったにも拘わらず、伸線前の組織
が粗大であったため、加工後の組織は、α′は５〜１０
μｍ、βは０．０５〜０．１μｍとなり、伸びは１００
％を超えたが、１８０％を超えることはなかった。

【００５７】また、Ｎｏ．９〜１４において、いずれも
ａの加工（真歪み２．４）の方がｂの加工（真歪み１．
８）よりもα′、βの粒径が小さく、加工率が大きい
程、結晶粒の微細化レベルを上げることができることが
わかる。

【００５８】Ｎｏ．１５〜１９は、Ｎｏ．８の材料を冷
間鍛造又は２７５℃以下で温間鍛造したものである。鍛
造により組織が微細化されて、α′は５μｍ以下、βは
０．０５μｍ以下となり、いずれの伸びも１８０％を越
えた。つまり、温間鍛造した場合（Ｎｏ．１６〜２１）
であっても、その後に急冷することにより、冷間鍛造し
た場合（Ｎｏ．１５）と同様に、α′、βの微細化を達
成できることがわかる。

【００５９】一方、鍛造温度が２７５℃を超えた場合
（Ｎｏ．２０）、つまり鍛造温度がα′析出温度（２７
５℃）よりも高い場合には、再度ラメラ組織が出現した
ために、１８０％以上の伸びを達成できなかった。特
に、温間鍛造後の冷却が急冷でない場合（Ｎｏ．２
１）、図６の電子顕微鏡写真（５０００倍）に見られる
ように、組織が粗大化して白色部分と黒色部分とがラメ
ラ状となり、伸びは加工しない場合（Ｎｏ．６、７）と
同程度にまで低下した。

【００６０】Ｎｏ．２２〜２９は、Ｚｎの含有率を変え
たＺｎ−Ａｌ合金について、均熱後急冷し、さらに温間
鍛造したもの（奇数Ｎｏ．）と温間鍛造しないもの（偶
数Ｎｏ．）を示している。いずれも温間鍛造した方が、
α′（又はα）、及びβが微細化され、伸びも増大して
いることがわかる。しかし、Ｎｏ．１９、２５、２７、
２９を比較すると、α′（又はα）、及びβの粒径が同
程度であっても、Ｚｎ含有率が少なくなるのに従って、
伸びが低下していくことがわかる。また、Ｎｏ．２３か
ら、Ｚｎの含有率が高すぎると、１８０％以上の伸びは
確保されるが、α′相（又はα相）とは独立したβ相の
存在割合が増えるために、伸びが低下すると考えられ
る。逆に、Ｚｎの含有率が３０重量％未満（Ｎｏ．２
９）になると、均熱後、急冷し、更に加工後、急冷して
も１００％を超える伸びを得ることはできなかった。

【００６１】

【発明の効果】本発明の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金は、１６
０％を超える伸びを示し、しかも降伏点が高いので、鉛
よりも小型軽量でＰｂと同程度に地震や風の揺れに追随
できるダンパーの材料として適している。また、本発明
の製造方法によれば、伸びが１６０％超、好ましい場合
には１８０％以上の超塑性と言える制震用Ｚｎ−Ａｌ合
金を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｚｎ−Ａｌ合金の状態図である。

【図２】伸びとα又はα′相の粒径との関係を示すグラ
フである。

【図３】伸びとβ相の粒径との関係を示すグラフであ
る。

【図４】本発明に係るＺｎ−Ａｌ合金（Ｎｏ．９ａ）の
組織状態を示す電子顕微鏡写真（５０００倍）である。

【図５】本発明に係るＺｎ−Ａｌ合金（Ｎｏ．９ａ）の
組織状態を示す電子顕微鏡写真（１０万倍）である。

【図６】比較例のＺｎ−Ａｌ合金（Ｎｏ．２１）の組織
状態を示す電子顕微鏡写真（５０００倍）である。

【図７】従来より用いられているＰｂ製ダンパーの構成
を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７２ ６８２ ６８２ ６８５ ６８５Ａ ６８５Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 岡田 徹 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｚｎ：３０〜８０ｗｔ％、残部Ａｌ及び
   不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、 平均結晶粒径が５μｍ以下のα相又はα′相中に、平均
   結晶粒径が０．０５μｍ以下のβ相が微細分散した組織
   を有していることを特徴とする制震用Ｚｎ−Ａｌ合金。
2. 【請求項２】 Ｚｎ：７５〜９９ｗｔ％、残部Ａｌ及び
   不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、 平均結晶粒径が５μｍ以下のα相又はα′相、及びβ相
   を主要組織とし、 前記α相又はα′相中に、平均結晶粒径が０．０５μｍ
   以下のβ相が微細分散した組織を有していることを特徴
   とする制震用Ｚｎ−Ａｌ合金。
3. 【請求項３】 室温にて１６０％超の伸びを有する請求
   項１又は２に記載の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金。
4. 【請求項４】 室温にて１８０％以上の伸びを有する請
   求項１又は２に記載の制震用Ｚｎ−Ａｌ合金。
5. 【請求項５】 Ｚｎ−Ａｌ合金を２５０℃以上に均熱し
   た後、急冷し、 次いで、２７５℃以下の温度で温間加工した後、急冷す
   ることを特徴とする制震用Ｚｎ−Ａｌ合金の製造方法。
6. 【請求項６】 Ｚｎ−Ａｌ合金を２５０℃以上に均熱し
   た後、急冷し、 次いで、冷間加工することを特徴とする制震用Ｚｎ−Ａ
   ｌ合金の製造方法。