(57)【要約】【課題】制振特性とともに強度にも優れ、制振特性−強度のバランスが良く、尚且つコスト的にも安価で、しかも冷間加工を施さないでも室温状態でε相を生成させることができ、製造が容易なＦｅ基制振合金を提供する。【解決手段】Ｆｅ基制振合金を質量％でSi：0.30〜7.00％，Mn：15.00〜22.00％，Cr：1.00〜12.00％を下記式(１)を満たすように含有し、    600≦33Mn＋11Si＋28Cr≦850・・式(１)（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）残部Fe及び不可避的不純物の組成を有するものとなす。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Si：0.30〜7.00％
Mn：15.00〜22.00％
Cr：1.00〜12.00％
を下記式(１)を満たすように含有し、
600≦33Mn＋11Si＋28Cr≦850・・式(１)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、且つ該不可避的不純物を
C：0.20％未満
P：0.050％未満
S：0.050％未満
Mo：0.10％未満
W：0.10％未満
V：0.10％未満
O：0.050％未満
N：0.20％未満
に規制して成るＦｅ基制振合金。
【請求項２】
請求項１において、質量％で
Cu：0.10〜3.00％
を添加するとともに下記式(２)
0.5≦Cu／Ni≦2.0  ・・・式(２)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
を満たすようにNiを添加して成るＦｅ基制振合金。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
Ni：0.10〜3.00％
Al：0.03〜1.00％
を下記式(３)
0.5≦Ni／Al≦5.0・・・式(３)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
を満たすように添加して成るＦｅ基制振合金。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかにおいて、更に質量％で
Co：0.050〜10％
を添加して成るＦｅ基制振合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明はＦｅ基制振合金に関し、詳しくは優れた制振特性と強度とを共に備え、且つ製造性にも優れたＦｅ基制振合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
制振合金は、大きな内部摩擦に基づいて外部から加わった振動を熱エネルギーに変換し、振動減衰する機能を備えた合金で、機械や車両、構造体等の振動，騒音の防止用として注目されている材料である。
【０００３】
合金内部で振動エネルギーを熱に変換し、エネルギー吸収（消費）する機構は様々で、従来、その機構の違いによって制振合金は次のように大きく分類されている。
その１つは強磁性型制振合金と称されるもので、このものは磁区壁の非可逆移動を伴ってエネルギー吸収し、振動減衰する。
この分類に属するものとしてFe-Cr-Al，Fe-Cr等が知られている。
【０００４】
他の１つは転位型制振合金と称されるもので、このものは転位が不純物原子による固着点から離脱する現象を伴ってエネルギー吸収し、振動減衰する。
この分類に属するものとしてMg-Zr，Mg-Cu等のMg合金が知られている。
【０００５】
更に他の１つは双晶型制振合金と称されるもので、このものは変態に伴う双晶の界面が外力によって移動し、その界面の移動を伴ってエネルギー吸収し、振動減衰する。
この分類に属するものとしてCu-Mn合金，TiNi合金等が知られている。
【０００６】
更に他の１つは複合型制振合金と称されるもので、このものは母相と第２相との間の界面での粘性流動又は塑性流動を伴ってエネルギー吸収し、振動減衰する。
この分類に属するものとして片状黒鉛鋳鉄等が知られている。
【０００７】
このような制振合金は、内部摩擦によって即ち内部の微視的な変形を伴ってエネルギー吸収、振動減衰するもので、制振特性と強度とは互いに相反する関係にあり、制振特性に優れたものは強度的に弱いといった問題があった。
例えば上記の強磁性型制振合金は制振特性と強度とのバランスが悪く、強度が低い問題があり、更に非鉄系制振合金は強度が低い問題の他、材料価格が高いといった問題があった。
【０００８】
例えば制振合金を一対の部材の締結部分に用いた場合、一方の部材から他方の部材への振動伝達を制振効果により抑制することができるが、この場合その締結部分が強い力の加わるような個所であると、従来の制振合金では適用することが困難である。
【０００９】
また制振合金の用途としてギヤへの適用を考えた場合、ギヤの歯と歯との当りによって発生する振動や騒音を抑制できる効果が得られるが、制振合金をそのような用途に適用するためには制振合金の強度を高強度とすることが必要である。
【００１０】
このような背景の下で、下記特許文献１，特許文献２にはγ相（オーステナイト相）とε相（εマルテンサイト相）とを共存させ、一方から他方への変態を伴って（即ち変態双晶境界の移動を伴って）振動減衰するＦｅ基制振合金（Fe-Mn-Cr合金）が提案されている。
【００１１】
上記ε相はγ相に対して強度が強く、そこで特許文献１，特許文献２に開示のものでは室温状態でε相をγ相とともに存在させることで強度の向上を実現している。
しかしながらこの特許文献１，特許文献２に開示のものは、冷間加工を施すことにより室温状態でε相を生ぜしめるものであり、室温状態でε相を存在させるために冷間加工を施すことが必要となって、この点が製造上の制約となる問題がある。
【００１２】
【特許文献１】特開２００２−１２１６５１号公報
【特許文献２】特開２００４−３２３８８０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は以上のような事情を背景とし、制振特性とともに強度にも優れ、制振特性−強度のバランスが良く、なおかつコスト的にも安価で、しかも冷間加工を施さないでも室温状態でε相を生成させることができ、製造が容易なＦｅ基制振合金を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
而して請求項１のものは、質量％でSi：0.30〜7.00％，Mn：15.00〜22.00％，Cr：1.00〜12.00％を下記式(１)を満たすように含有し、
600≦33Mn＋11Si＋28Cr≦850・・式(１)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、且つ該不可避的不純物を C：0.20％未満，P：0.050％未満，S：0.050％未満，Mo：0.10％未満，W：0.10％未満，V：0.10％未満，O：0.050％未満，N：0.20％未満に規制して成ることを特徴とする。
【００１５】
請求項２のものは、請求項１において、質量％でCu：0.10〜3.00％を添加するとともに下記式(２)
0.5≦Cu／Ni≦2.0  ・・・式(２)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
を満たすようにNiを添加して成ることを特徴とする。
【００１６】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でNi：0.10〜3.00％，Al：0.03〜1.00％，を下記式(３)
0.5≦Ni／Al≦5.0・・・式(３)
（但し式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
を満たすように添加して成ることを特徴とする。
【００１７】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、更に質量％でCo：0.050〜10％を添加して成ることを特徴とする。
【発明の作用・効果】
【００１８】
Fe-C系の通常の鋼の場合、高温状態から冷却するとγ相（オーステナイト相）からα′相（α′（アルファプライム）マルテンサイト相）に変態を生ずるが、Mnの含有量の多い本発明の制振合金ではγ相（オーステナイト相）からε相（εマルテンサイト相）へと変態し、更にα′相（α′マルテンサイト相）へと変態を生ずる。
【００１９】
前記特許文献１，特許文献２に開示のＦｅ基制振合金の場合、γ相からε相へと変態する際の変態温度（Ｍｓ点）が低く（変態が室温以下である）、そこでこれら特許文献に開示のものでは、冷間加工により力を加えることによってε相を生成させ、室温状態でγ相とε相とを併存させている。
【００２０】
ここにおいて本発明では、Ｆｅ基制振合金のγ相からε相への変態温度を高める点に着眼し、そして合金元素の変態温度Ｍｓ点に及ぼす影響を調べ、その結果Mn，Si，Crの各成分を上記の式(１)を満たすようにバランスさせることで、Ｆｅ基制振合金の変態温度を室温以上に持ち来し得たものである。
【００２１】
かかる本発明の制振合金ではγ相からε相への変態温度Ｍｓ点が室温以上の高い温度であり、従って合金をγ相から室温まで冷却する過程で変態によりε相を生成させることができる。
従って本発明のＦｅ基制振合金では、特別な冷間加工を施さなくても室温状態でγ相とε相とを併存させることができる。
【００２２】
本発明の制振合金では、外部から振動が加わったときに室温状態で併存するγ相とε相との一方から他方、若しくは他方から一方への応力による変態、即ちそれら両相の境界の移動によって加えられた振動エネルギーを吸収し、振動減衰する。
その際、本発明のＦｅ基制振合金では室温状態で多くのε相を存在させることができるため、効果的に振動減衰することができる。即ち優れた制振特性を発揮する。
【００２３】
またε相はγ相に比べて強度的に強く、従って室温状態でε相が多く存在することによって、Ｆｅ基制振合金の強度特性もまた効果的に高めることができる。即ち強度を従来に比べて高めることができ、制振特性−強度特性のバランスの良好な制振合金となすことができる。
【００２４】
加えて冷間加工に依存することなく室温状態でε相を多く存在させることができるため、冷間加工に伴う製造上の制約も解消し、製造性も高めることができる。
尚、式(１)はＭｓ点の指標を表すものであり、その数値が高くなるほどＭｓ点は低くなり、またその数値が低くなるほどＭｓ点は高くなり、冷却の過程でε相が生成し易くなる。
しかしＭｓ点が高くなり過ぎると、室温までの冷却中にε相からα´相への変態が発生し、室温でのε相の確保が出来なくなる。よって６００〜８５０の範囲に収めることによりＭｓ点は調節され冷却後の状態でε相が存在し得る。
【００２５】
本発明では、請求項２に従ってCu：0.10〜3.00％を添加するとともに、上記の式(２)を満たすようにNiを添加しておくことができる。
CuとNiとを複合添加した場合、所定の条件で時効処理を行うことによりCuを粒内に微細析出させ得て、Ｆｅ基制振合金をより一層高強度化することが可能となる。
ここで時効処理は４００℃以上、３０分以上の条件で行うのが好適である。
【００２６】
本発明ではまた、請求項３に従いNi：0.10〜3.00％，Al：0.03〜1.00％を上記の式(３)を満たすように複合添加しておくことができる（望ましくはCuを0.10〜3.0％併せて添加しておく）。
この場合、Ｆｅ基制振合金を所定の条件で時効処理を行うことによりNiとAlの金属間化合物を微細析出させ得、そのことによってＦｅ基制振合金の強度をより一層高強度化することが可能となる。
この請求項３においても時効処理を４００℃以上、３０分以上の条件で行うのが好適である。
【００２７】
本発明ではまた、Coを0.050〜10％の範囲内で積極的に添加することができる。これによってＦｅ基制振合金をより一層高強度化することが可能となる（請求項４）。
【００２８】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に詳述する。
Si：0.30〜7.00％
Siは脱酸元素としての働きがあり、またSiは積層欠陥エネルギーを低減してγ相からε相への変態を促進する効果、固溶強化により強度を増す効果があるので0.30％以上添加する。但し添加しすぎると材料の延性を低下させるので上限を7.00％とする。
Siの添加量はε変態を積極的に促進させるために1.00％以上とすることが望ましい。また熱間加工性の低下が軽微な5％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Mn：15.00〜22.00％
Mnは強力なγ相安定化元素で、且つ熱処理により室温でε相への安定した変態をもたらす主要元素である。但しその効果を得るためには15.00％以上の添加が必要である。
一方過剰に添加すると変態温度が室温以下まで低下し、ε相を室温で安定して確保できないため、その上限を22.00％とする。
より適正な添加量は16.00％以上、20.00％以下である。
【００３０】
Cr：1.00〜12.00％
Crは添加することにより焼入れ性を増すと同時に、素材の耐食性を確保するために必要な元素である。最低限の耐食性を確保するために1.00％以上添加することが必要である。Crはまたその添加量を増加させるとε相への変態温度を低下させる。この場合過剰に添加するとε相への変態からα′マルテンサイト相への変態を促進し、十分な制振特性を確保できなくなる。そのため本発明では上限を12.00％とする。
塩水噴霧に耐えられる耐食性を確保するためには3％以上添加することが望ましい。またε相が安定して得られるとともにマルテンサイト系ステンレス並みの耐食性を確保する上で、8％以下としておくことが望ましい。
【００３１】
C：0.20％未満
Cは原材料から不可避的に混入する元素で0.001％以上含有される。また，Cは強力なオーステナイト安定化元素であり，C量が増加するとＭｓ温度が低くなり、さらにマルテンサイト変態時に目的とするε相からα′マルテンサイト相（α′マルテンサイト相は強度の強い相であるがε相への可逆性は無く、制振性に寄与しない相である）を形成しやすくなるため、0.20％未満とする。またCは侵入型元素でγ⇔ε相の変態を妨げるため、γ⇔εマルテンサイト変態を安定して確保し、制振特性の低下を抑制するために0.10％以下とすることが望ましい。より望ましくは0.010％以下である。
【００３２】
P：0.050％未満
Pは原材料から不可避的に混入する不純物元素である。Pの含有量が増加すると結晶粒界に偏析を起こし、粒界からの割れを起こしやすくなるため、その上限を0.050％とする。
材料の熱間加工性を確保しながら室温延性を確保するためには0.010％以下に抑制することが望ましい。
【００３３】
S：0.050％未満
SはPと同じく鋼材中に不可避的に含まれる不純物元素である。SはMnとMnSを形成し、熱間加工性を低下させる。よって熱間加工性を著しく低下させない上限として0.050％未満とする。
MnSは材料の熱間加工性を低下させるほかに高温で結晶粒界に偏析し、常温での延性低下をもたらすので望ましくは0.010％以下とする。
【００３４】
Cu：0.10〜3.00％
Cuは原材料より不可避的に不純物元素として混入してくる元素で、ある程度以上に含有した場合（0.10％以上）、高温での粒界偏析による結晶粒界割れの原因となるが、Niを添加することで粒界への偏析を抑制可能である。
またCuはマトリックスに固溶したあと、時効処理によって粒内に析出し、その強度を高める効果がある。
その析出硬化による効果を得るためには0.10％以上、望ましくは0.5％以上積極添加する。しかし過剰に添加すると、Niを添加してもFeへの固溶限を超えて結晶粒界に偏析し、粒界強度を著しく低下させるため、積極添加するとしても3.00％以下までとする。
【００３５】
Ni：0.5≦Cu／Ni≦2.0（但し請求項３ではN：0.10〜3.00％）
Cuを単独添加すると、オーステナイト域で粒界に偏析し、一定温度以上で粒界脆性を引き起こす。そのため、Niを添加することで、Cuの粒界偏析を抑制する。しかしCuに対して一定以上のNiを添加しないと十分な効果が得られないため、Cu／Niの比を2.0以下とした。一方でNiを過剰に添加するとγ→ε変態温度が低下しすぎ、室温で十分なε相を確保できない。よってCu／Niを0.5以上とする。
Niはまた、Alと同時に添加し、時効処理を４００〜６００℃にて３０分以上行うことでNiとAlの化合物を析出し、材料の強度を向上させる働きをなす。またこの時効処理によってマトリックス中に固溶したNiが化合物として析出するため、時効温度からの冷却時にマルテンサイト変態温度を低下させず、目標とするγ⇔ε相の組織が確保可能となる。
請求項３において、時効による強度向上の効果を最低限確保するのには0.10％以上添加する必要がある。他方その添加量が多くなると熱間加工性に悪影響を及ぼすため、請求項３では上限を3.00％とする。また請求項２では上限を6％とする。安定した熱間加工性を確保する上で、望ましい添加量は4％以下である。
【００３６】
Al：0.030％〜1.000％
脱酸剤として不可避的に合金中に0.030％未満含まれる元素である。しかし先にNiの添加量について述べたように、AlはNiと同時に添加し、時効処理を４００〜６００℃にて３０分以上行うことで、NiとAlの化合物を析出して材料の強度を向上させる働きを有する。またこの時効処理によって、マトリックス中に固溶したNiが化合物として析出するため、時効温度からの冷却時にマルテンサイト変態温度を低下させず、目標とするγ⇔ε相の組織が確保可能となる。この効果を得るためには0.030％以上の添加が必要である。
しかし多量に添加すると材料の熱間加工性に悪影響を与えるため、積極添加するとしても1.000％以下に抑える。望ましくは0.100％以上とする。より望ましくは0.800％以下である。
【００３７】
Mo：0.10％未満
W：0.10％未満
V：0.10％未満
不可避的不純物として含有されてくるMo，W，Vはマトリックスに固溶し、その強度を高める効果がある。また強力な炭化物形成元素であるため炭化物を形成し、材料の強度を向上させる。また材料の焼入れ性を増す。しかし過剰な含有は炭化物を生成し、材料の熱間加工性や切削加工性、更には制振特性を低下させる。またこれらの元素は高価であるため、材料コストを増大させる。そのため、それぞれの含有上限を0.10％未満とする。
【００３８】
Co：0.050〜10.00％
Coはマルテンサイト変態温度をほとんど下げずに、マトリックス強度を高める効果がある。しかしCoは高価であり、添加量を無制限に増加させることはコストパフォーマンスの点で問題がある。そのため添加上限を10.00％とする。尚Co添加量が0.050％未満であると添加による十分な強度向上の効果が得られないため0.050％以上添加することが望ましい。Co添加によるコスト上昇と、強度上昇の面より望ましくは8.00％以下とする。
【００３９】
O：0.050％未満
Oは不可避的にＦｅ中に含まれる元素で、多量に含有されるとアルミナやシリカなど酸化物が形成されやすくなり、熱間加工性の低下を招くため0.050％未満、望ましくは0.0200％以下とする。
【００４０】
N：0.20％未満
Nは不可避的にFe中に含まれる元素である。NはCと同様にマトリックスに固溶しその強度を著しく高める。また強い窒化物形成元素であり、多量に添加するとAlN等を形成し加工性に悪影響を及ぼす。そのため上限を0.20％未満，望ましくは0.10％以下、より望ましくは0.0500％以下とする。さらに加工性劣化を防止するために0.0100％以下とすることがより望ましい。
【００４１】
式(１)について
式(１)は、Ｍｓ温度の指標を示した式である。この値が８５０超であるとＭｓ温度が室温以下となり、常温にてε相が安定して存在しないため、材料強度の確保が困難である。他方６００未満であると変態温度が高くなり、常温で全体がε相となる外、さらに安定なα′マルテンサイト相が現れるため、γ⇔εの双方向変態による制振特性が低下する。式(１)の望ましい値は７００以上で、これにより室温である程度のγ量を確保しながらε相を同時に多く存在させることができ、制振特性を良好に発揮させることが可能となる。
【００４２】
式(２)について
式(２)はCuとNiの量比を示した式で、Cuを単独添加した場合、結晶粒界にCuが偏析し、粒界強度を極度に低下させることが知られている。この粒界脆化は、Niを添加することで抑制されることが知られている。粒界脆化を抑制するために必要なCuとNiの量比の下限は0.5である。また多量にNiを添加するとマトリックス中の成分バランスに影響を与えるため、Cu/Niの上限を2.0とする。
【００４３】
式(３)について
式(３)はNiとAlの量比を示した式で、NiとAlを同時添加し４００℃以上で３０分以上の時効処理することで、NiとAlの金属間化合物が析出し、合金強度が向上する。NiとAlの量比によりその析出物は変化するが、最低限0.5以上の量比を持たないと有効な析出物が認められない。一方量比が5.0超となると、残留したNiによって時効後の加工性が著しく低下する。望ましくは0.33≦Ni／Al≦1である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４４】
次に本発明の実施形態を以下に詳しく説明する。
表１に示す成分組成の鋼材を高周波真空炉にて溶製し、５０ｋｇインゴットを作製した。このインゴットを１２００℃以上にて８時間以上の均質化を行った後、８００〜１２５０℃にて造塊・鍛造し、φ２０〜３０ｍｍの丸棒を得た。
得られた丸棒を７５０〜１０００℃×１０ｍｉｎ〜１０ｈｒの条件で溶体化処理した後、１０℃〜４００℃／ｈの冷却速度で焼入れを実施（溶体化処理，焼入れ及び時効処理については下記参照）し、以下のようにして機械的特性，制振特性を評価し、またεindexを求めた。
結果が表３に示してある。
尚、各実施例及び比較例についての溶体化処理，焼入れの具体的条件については別に表２に示した。
また表２には、各実施例，比較例についての時効処理の有無及び時効処理の条件も併せて示してある。
【００４５】
＜引張強度（T.S.）＞
溶体化処理材の引張強度をインストロン型引張試験機にて測定した。測定条件はJIS Z 2241に従った。また試験片形状はJIS14 Aに準拠した形状を用いた。
【００４６】
＜制振特性（表中のＱ−１）＞
制振特性Ｑ−１は対数減衰率にて評価した。熱処理した棒材から厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を採取し、この試験片について中央加振試験にて共振モード１を用い、室温で最大ひずみ振幅εが１×１０−４となる時の対数減衰率を測定した。
制振特性Ｑ−１は、試験片の自然共振周波数近くで周波数を変えながらその振幅の変化を測定し、振幅が最大になる共振周波数ｆ０及び振幅が半分になる周波数ｆ１，ｆ２を測定することによって求められる。
【００４７】
＜εindex＞
εindexは、Ｘ線回析で得られたε相のピークとγ相のピークとを用い、各ピークの面積を求めてその面積比率からε相の存在割合を指標として求めたものである。
具体的には、XRD（Ｘ線回折）より測定した、γ(111)が2θ=50.08°付近、ε(101)が2θ=52.8°付近のヒ゜ーク積分値を用いて算出した。測定にはCo管球のKα線を用い、モノクロメーターにはグラファイト結晶を用いた。
εindex=Vε(101) / (Vε(101)+Vγ(111))
Vε(101) ： ε相ピークの積分値
Vγ(111) ： γ相ピークの積分値
ここでは材料のε相量を相対的に示すためのものとして、上記のεindexを指標として用いた。
【００４８】
＜溶体化処理条件＞  ７５０〜１０００℃，１０ｍｉｎ〜１０ｈ
溶体化処理温度が７５０℃未満だと、オーステナイト単相にならないため、冷却時に十分な量でε相へのマルテンサイト変態が生じず、強度-制振特性バランスが低下する。一方、溶体化温度が１０００℃を超える場合、結晶粒径粗大化による強度の低下、残留オーステナイト量の増加により強度-制振特性のバランスが低下する。
よって溶体化処理温度は７５０〜１０００℃とする。
溶体化処理時間は工業的観点から１０ｍｉｎ〜１０ｈの範囲とする。１０ｍｉｎより短い場合十分に材料が溶体化されない。一方１０ｈを越える場合は工業的メリットが無い。
【００４９】
＜溶体化処理時の平均冷却速度＞  １０〜４００℃／ｈ 
上記溶体化処理時の冷却条件としては空冷・水冷若しくは徐冷とする。具体的な冷却速度としては１０〜４００℃／ｈの範囲が望ましい。冷却速度が１０℃／ｈより遅い場合、冷却中に第２相の粒界析出が生じるため、強度や靭性が低下してしまう。冷却速度が４００℃／ｈより大きい場合は熱応力による歪が多く導入されるため、オーステナイト相からε相への変態が阻害される。その結果強度-制振特性バランスが悪化する。
【００５０】
＜時効処理条件＞  ４００〜６００℃，１０ｍｉｎ〜１０ｈ
時効処理温度が４００℃未満ではCuやNi-Al系の析出物が析出せず、材料強度を向上させることができないか若しくは析出速度が非常に遅くなり、処理時間が長くなる。また材料表面に酸化膜が形成され青熱脆性を示す。
一方時効処理温度が６００℃超であると、析出物の粗大化による靭性の低下や、表面酸化が顕著となる。よって時効処理温度は４００〜６００℃とする。
時効処理時間が１０ｍｉｎより短い場合、析出が十分に生じず、材料の強度が十分で無い場合がある。１０ｈより長い場合は、析出物の粗大化による材料強度の低下や、材料表面の酸化が著しくなるため工業的なメリットが無い。よって時効処理時間は１０ｍｉｎ〜１０ｈとする。
【００５１】
【表１】
2010043304.tif 000002
2010043304.tif 000003
2010043304.tif 000004
2010043304.tif 000005
【００５２】
【表２】
2010043304.tif 000006
2010043304.tif 000007
【００５３】
【表３】
2010043304.tif 000008
2010043304.tif 000009
【００５４】
表１〜３に示しているように、本発明の各実施例では添加元素の調整により溶体化処理後の焼入れ状態でε相が多量に存在しているため、制振特性とともに強度にも優れ、それらのバランスが良好となっている。
またCu，Ni，Al，Co等の強化元素を添加したものについては更に一層強度が高められている。
【００５５】
図１は横軸に引張強度、縦軸に制振特性Ｑ−１をとって、それらの関係を示したもので、図１から各実施例のものは、従来の制振合金に比べて引張強度と制振特性のバランスに優れていることが見て取れる。
以下具体的に詳述する。
【００５６】
［Ａ］
実施例１〜３２ではSi，Mn，Cr添加量が適切であるため（請求項１を満たす）、Ｍｓ点（具体的にはその指標。以下同じ）が最適に調節されている。
よって600≦33Mn+11Si+28Cr≦850・・式(１)を満足せず、Ｍｓ点が適切に調節されていない比較例と比べて、ＳＴ処理まま材の状態でε相が多く存在（εindexの値が大きい）し、優れた引張強度と制振特性を示す。
また２９３Ｋにて、圧延加工率５０％冷間圧延を施し、ε相を多く（εindexを大とした）比較例６と比較した場合でも、実施例１〜３２は優れた強度と制振特性を示す。
一方Si，Mn，Cr添加量が適正化されていない比較例では、Ｍｓ点が調節されていないためにεindexは小さく、強度−制振特性が実施例１〜３２より小さな値となる。
尚、参考のためεindexに及ぼすＭｓ点の影響を図２に示してある。
【００５７】
［Ｂ］
実施例６〜３２では、CuとNi添加量が適切に調節され（請求項２を満たしている），時効処理が施してあるため、微細なCuの析出により高強度を示す。
図３に示しているように合金の強度はCu添加量の増加に伴い高強度化する。
Cu，Ni添加材はCu，Ni無添加材と同等な制振特性を有しながら、尚且つ高い強度を示す。
例えば、実施例１０は実施例４と比較してほぼ同じεindexであり、同等な制振特性を有しているが、より高い強度を示している。
【００５８】
［Ｃ］
実施例１２〜３２ではCu，Ni，Al添加量が調整され（請求項２と請求項３を満たしているため）、微細なCuやNi-Alが析出しているために、実施例６〜１１（請求項１，請求項２のみを満たす）と比較して強度が向上しつつ同等の制振特性を示す。
例えば、実施例１２はCu，Ni，Al添加量が適切に調節されているため、Al無添加材である実施例６に比べて同等な制振特性でありながらより高強度を示す。
図４にCu,Ni,Al添加量の影響を示す（図４では横軸にNi量のみを示しているが、Ni量の増量に伴ってCu，Alの添加量も増量している）。
【００５９】
［Ｄ］
実施例１７〜２１ではCu，Ni，Al，Coの添加量が調節されているため（請求項１，請求項２，請求項３，請求項４を満たしている）、微細なCuやNi-Alの析出や、Coの固溶強化により高い強度-制振特性のバランスを示す。例えばＭｓ点が同水準な実施例１８と実施例４を比較すると、請求項４を満足している実施例１８は請求項１のみを満足する実施例４と比較して非常に高い強度-制振特性を有している。Coは高価であり、多量に添加すると熱間加工性が低下するためCo:10％以下とする。
尚引張強度に及ぼすCo添加量の影響を図５に示した。
【００６０】
［Ｅ］
実施例２２〜２６では請求項１〜４を満たし、且つ不純物元素C，O，Nを厳しく制限している。
その結果，不純物元素を厳しく制限していない実施例と比較して優れた制振特性を示す。
例えば不純物元素を厳しく制限した実施例２２は、不純物を厳しく制限していない実施例１９に比べてεindexおよび制振特性はほぼ同じ値で優れた強度を示す。
【００６１】
［Ｆ］
実施例２７〜３１では請求項１〜４を満たし、不純物元素量P，S，Cを厳しく制限しているため、不純物元素を厳しく制限していない実施例と比較して優れた制振特性を示す。
【００６２】
以上本発明の実施形態を詳述したが、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】引張強度と制振特性の関係を示した図である。
【図２】Ｍｓ点の指標の数値とεindexとの関係を表した図である。
【図３】Cu添加量と引張強度（T.S.）との関係を表した図である。
【図４】Ni添加量と引張強度（T.S.）との関係を表した図である。
【図５】Co添加量と引張強度（T.S.）との関係を表した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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