(57)【要約】【課題】優れた制振特性を有するＦｅ基制振合金を提供する。【解決手段】Ｆｅ基制振合金は、２５〜４２原子％のＭｎと、１２〜１８原子％のＡｌと、５〜１２原子％のＮｉとを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する初期加熱工程と、加熱された合金を３００〜１０００℃の温度範囲まで徐冷する徐冷工程と、徐冷された合金を１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する再加熱工程とによって製造することができる。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
２５〜４２原子％のＭｎと、１２〜１８原子％のＡｌと、５〜１２原子％のＮｉとを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＦｅ基制振合金。
【請求項２】
２５〜４２原子％のＭｎと、１２〜１８原子％のＡｌと、５〜１２原子％のＮｉとを含有し、さらに０．１〜５原子％のＳｉ、０．１〜５原子％のＴｉ、０．１〜５原子％のＶ、０．１〜５原子％のＣｒ、０．１〜５原子％のＣｏ、０．１〜５原子％のＣｕ、０．１〜５原子％のＭｏ、０．１〜５原子％のＷ、０．００１〜１原子％のＢ及び０．００１〜１原子％のＣからなる群から選ばれた少なくとも１種を合計で１５原子％以下含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＦｅ基制振合金。
【請求項３】
室温から、熱的に誘起されたマルテンサイト組織を呈する温度範囲までを使用温度域とすることを特徴とする請求項１または２に記載のＦｅ基制振合金。
【請求項４】
析出により生じたＦＣＣ構造の相を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＦｅ基制振合金。
【請求項５】
請求項１または２に記載の組成を有する合金に対し、１１００〜１３００℃で溶体化処理する工程を有することを特徴とするＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項６】
前記組成に調整する工程を有することを特徴とする請求項５記載のＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項７】
請求項１または２に記載の組成を有する合金に対し、１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する初期加熱工程と、前記初期加熱工程で加熱された合金を３００〜１０００℃の温度範囲まで５００℃／時間以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程と、前記徐冷工程で徐冷された合金を５００℃／時間以下の昇温速度で昇温し、１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する再加熱工程とを具備することを特徴とする請求項５または６に記載のＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項８】
前記初期加熱工程後に、前記徐冷工程と前記再加熱工程とを交互に複数回繰り返すようにすることを特徴とする請求項７記載のＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項９】
前記溶体化処理の後に、１００〜３５０℃で時効処理する工程を有することを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載のＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項１０】
前記再加熱工程の後に、１００〜３５０℃で時効処理する工程を有することを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載のＦｅ基制振合金の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜４のいずれかに記載のＦｅ基制振合金からなる棒状形状を有し、前記Ｆｅ基制振合金の平均結晶粒径が前記棒材の半径以上であることを特徴とするＦｅ基制振合金材。
【請求項１２】
請求項１〜４のいずれかに記載のＦｅ基制振合金からなる板材形状を有し、前記Ｆｅ基制振合金の平均結晶粒径が前記板材の厚さ以上であることを特徴とするＦｅ基制振合金材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、制振特性を有するＦｅ基制振合金およびその製造方法ならびにＦｅ基制振合金材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
機械の振動・騒音の低減対策の一つとして、制振合金の適用がある。制振合金は外部からの振動エネルギーを内部摩擦によって熱に変換することにより振動を吸収する合金であり、その制振性の発現機構により複合型、強磁性型、転位型及び双晶型の４種類に大別される（例えば非特許文献１参照）。
【０００３】
複合型制振合金は母相と第２相が存在する合金であり、母相と第２相の界面で生じる塑性変形、滑り、粘性的流動等の相互作用によるエネルギー消散を利用するものである。例として鋳鉄やＡｌ−Ｚｎ合金があるが、これらの制振特性及び強度はともに低い。
【０００４】
転位型制振合金は、転位が固着点から離脱することに伴う静履歴型エネルギー損失により、制振特性を得るものである。その一例であるＭｇ合金は、制振特性及び重量面では他の合金と比較して優れているものの、一方で強度は低く、加工性にも劣る。
【０００５】
強磁性型制振合金は、磁壁の非可逆的な移動に伴う磁気・機械的静履歴エネルギー損失を利用するものである（例えば特許文献１参照）。これらの合金にはＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金や１２Ｃｒ鋼など、Ｆｅ系合金が多い。これらの制振特性は、歪み振幅の増大と共に向上するが、飽和磁歪量より大きな歪み振幅では、磁壁の移動により吸収される振動エネルギーが飽和するため、制振特性はむしろ低下する（例えば非特許文献２参照）。また、外部磁場の変化が制振特性に影響するという問題も有している。
【０００６】
双晶型制振合金は、変態双晶界面または母相とマルテンサイト相との界面の移動によるエネルギー消散を利用したものであり、主な合金系にはＭｎ−Ｃｕ系、Ｔｉ−Ｎｉ系、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系がある（例えば特許文献２参照）。双晶型制振合金は高い制振特性を有しており、加えて制振合金としては優れた強度特性を兼ね備えていることが特長である。これらの双晶型制振合金の典型例として、ソノストン合金（Ｍｎ−３７Ｃｕ−４Ａｌ−３Ｆｅ−２Ｎｉ）やインクラミュート合金（Ｃｕ−４５Ｍｎ−２Ａｌ）があり、この他に制振特性及び加工性に優れるＭｎ−２０Ｃｕ−５Ｎｉ−２Ｆｅ合金が開示されている。
【０００７】
近年、特許文献３にて開示されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｎｉ系形状記憶合金は、多数の変態双晶を含む熱弾性型マルテンサイト組織を形成することから、Ｆｅ基の双晶型制振合金としての応用が期待される。しかしながら、このような超弾性合金を制振用途に用いる場合は、応力誘起マルテンサイトの生成・消滅に伴う静履歴型エネルギー損失により振動を抑制するため、変態誘起臨界応力より低い応力範囲では制振効果が得られない。また、特許文献３で示されている単純な溶体化処理のみでは、十分な粗粒化の効果が得られているとはいえず、より顕著な結晶粒成長を実現することにより、制振特性の向上を図る必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００１−１３４２７１号公報
【特許文献２】特開２００９−１７４０１３号公報
【特許文献３】国際公開ＷＯ２０１１／０４６０５５号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】：杉本孝一，鉄と鋼，６０（１９７４），Ｎｏ．１４，ｐ１２７．
【非特許文献２】：殷福星，科学と教育，５５（２００７），Ｎｏ．９，ｐ４４２．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
前述のように、双晶型制振合金においてはＭｎ−Ｃｕ系合金、Ｔｉ−Ｎｉ系合金、Ｃｕ−Ａｌ−Ｎｉ系合金が主な合金系として挙げられる。Ｆｅを主要な元素とする低原料コストの制振合金が開発されれば、より実用的な制振合金として様々な分野への応用が期待できるが、現在までにこのような合金系で実用化に至った双晶型制振合金の例はない。Ｆｅ系制振合金の候補材としてＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｎｉ合金が有望ではあるものの、制振合金としての応用を実現するには、変態誘起臨界応力より低い応力範囲で制振効果を得る必要があるため、マルテンサイト内の双晶界面移動により、振動のエネルギーを吸収する必要があった。また、単純な溶体化処理のみでは、十分な粗粒化の効果が得られているとはいえず、より顕著な結晶粒成長を可能とする熱処理を行うことにより、制振特性の向上を図る必要がある。
【００１１】
制振合金の利用にあたっては、使用時の重要特性である制振特性も重要であるが、同時に製造時の重要特性である成形加工性とのバランスも考慮する必要がある。しかしながら、前述のソノストン及びインクラミュート合金のように、成形加工性に問題のある合金系も多数存在しており、成形加工性に関しても特性の向上が求められていた。
【００１２】
本発明は上記の課題を解決するためになされたもので、Ｆｅ基の合金組成を有し、制振特性及び加工性に優れた双晶型制振合金及びその製造方法ならびにＦｅ基制振合金材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
すなわち本発明のＦｅ基制振合金のうち、第１の本発明は、２５〜４２原子％のＭｎと、１２〜１８原子％のＡｌと、５〜１２原子％のＮｉとを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１４】
第２の本発明のＦｅ基制振合金は、２５〜４２原子％のＭｎと、１２〜１８原子％のＡｌと、５〜１２原子％のＮｉとを含有し、さらに０．１〜５原子％のＳｉ、０．１〜５原子％のＴｉ、０．１〜５原子％のＶ、０．１〜５原子％のＣｒ、０．１〜５原子％のＣｏ、０．１〜５原子％のＣｕ、０．１〜５原子％のＭｏ、０．１〜５原子％のＷ、０．００１〜１原子％のＢ及び０．００１〜１原子％のＣからなる群から選ばれた少なくとも１種を合計で１５原子％以下含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１５】
第３の本発明のＦｅ基制振合金は、前記第１または第２の本発明において、室温から、熱的に誘起されたマルテンサイト組織を呈する温度範囲までを使用温度域とすることを特徴とする。
【００１６】
第４の本発明のＦｅ基制振合金は、前記第１〜第３の本発明において、析出により生じたＦＣＣ構造の相を有することを特徴とする。
【００１７】
第５の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第１または第２の本発明の組成を有する合金に対し、１１００〜１３００℃で溶体化処理する工程を有することを特徴とする。
【００１８】
第６の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第５の本発明において、前記組成に調整する工程を有することを特徴とする。
【００１９】
第７の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第５または第６の本発明において、前記第１または第２の本発明の組成を有する合金に対し、１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する初期加熱工程と、前記初期加熱工程で加熱された合金を３００〜１０００℃の温度範囲まで５００℃／時間以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程と、前記徐冷工程で徐冷された合金を５００℃／時間以下の昇温速度で昇温し、１１００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する再加熱工程とを具備することを特徴とする。
【００２０】
第８の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第７の本発明において、前記初期加熱工程後に、前記徐冷工程と前記再加熱工程とを交互に複数回繰り返すようにすることを特徴とする。
【００２１】
第９の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第５〜第８の本発明のいずれかにおいて、前記溶体化処理の後に、１００〜３５０℃で時効処理する工程を有することを特徴とする。
【００２２】
第１０の本発明のＦｅ基制振合金の製造方法は、前記第７〜第９の本発明のいずれかにおいて、前記再加熱工程の後に、１００〜３５０℃で時効処理する工程を有することを特徴とする。
【００２３】
第１１の本発明のＦｅ基制振合金材は、前記第１〜第４の本発明のいずれかに記載のＦｅ基制振合金からなる棒状形状を有し、前記Ｆｅ基制振合金の平均結晶粒径が前記棒材の半径以上であることを特徴とする。
【００２４】
第１２の本発明のＦｅ基制振合金材は、前記第１〜第４の本発明のいずれかに記載のＦｅ基制振合金からなる板材形状を有し、前記Ｆｅ基制振合金の平均結晶粒径が前記板材の厚さ以上であることを特徴とする。
【００２５】
次に、本発明で成分範囲を限定した理由を以下に説明する。
【００２６】
Ｍｎ：２５〜４２原子％
Ｍｎはマルテンサイト相の生成を促進する元素である。Ｍｎの含有量を調節することにより、マルテンサイト変態の開始温度（Ｍｓ）及び終了温度（Ｍｆ）、逆マルテンサイト変態の開始温度（Ａｓ）及び終了温度（Ａｆ）、並びにキュリー温度（Ｔｃ）を変化させることができる。Ｍｎの含有量が２５原子％未満である場合、母相のＢＣＣ構造が安定過ぎるために、使用温度においてマルテンサイト組織が形成されない場合がある。一方、４２原子％超である場合、母相がＢＣＣ構造とならなくなる。Ｍｎの含有量は、その下限を３０原子％とするのが望ましく、上限を４０原子％とするのが望ましく、さらに下限を３４原子％とするのが一層望ましく、上限を３８原子％とするのが一層望ましい。
【００２７】
Ａｌ：１２〜１８原子％
ＡｌはＢＣＣ構造を有する母相の生成を促進する元素である。Ａｌの含有量が１２原子％未満である場合、母相がＦＣＣ構造になる。一方、１８原子％超である場合、ＢＣＣ構造が安定過ぎてマルテンサイト変態を生じない。Ａｌの含有量は、その下限を１３とするのが望ましく、上限を１７原子％とするのが望ましく、さらに下限を１４原子％とするのが一層望ましく、上限を１６原子％とするのが一層望ましい。
【００２８】
Ｎｉ：５〜１２原子％
Ｎｉは母相に規則相を析出させ、熱弾性型マルテンサイトの生成を促進する元素である。Ｎｉの含有量が５原子％未満である場合、熱弾性型マルテンサイトが得られない。一方、１２原子％超である場合、延性が低下してしまう。Ｎｉの含有量は、その上限１０原子％とするのが望ましく、さらに下限を６原子％とするのが一層望ましく、上限を８原子％とするのが一層望ましい。
【００２９】
Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ及びＣからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を、合計で１５原子％以下含有することで、延性及び耐食性を向上させるとともに、それらの含有量を調節することによりＭｓ及びＴｃを変化させることができる。またＣｏは磁気特性を向上させる作用を有する。これらの元素の合計含有量が１５原子％を超えると合金が脆化するおそれがある。これらの元素の含有量は合計で１０原子％以下であるのが望ましく、６原子％以下であるのが一層望ましい。
【発明の効果】
【００３０】
以上のように、本発明では、Ｆｅ基合金において多数の変態双晶を含む熱弾性型マルテンサイト組織を生成させ、熱処理によって結晶粒を粗大化させることにより、Ｆｅ基双晶型制振合金の提供が可能となった。また、本発明のＦｅ基制振合金において、析出により生じたＦＣＣ相は加工性に優れることから、冷却中にＦＣＣ相を析出させることにより、良好な成形加工性を得ることが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】本発明の一実施形態における熱処理（初期加熱工程、徐冷工程及び再加熱工程）時のヒートパターンを示す図である。
【図２】本発明の実施例において図１の条件にて熱処理した発明合金２の光学顕微鏡を示すの図面代用写真である。
【図３】発明合金２の温度と損失係数の関係を示した図である。
【図４】同じく、発明合金２に対して図１の熱処理を行った場合の、徐冷工程の最終温度と結晶粒径の関係を示した図である。
【図５】同じく、発明合金２に対し、徐冷工程の最終温度を９００℃として図１の熱処理を行い、その後２００℃にて６ｈの時効処理を行った試料の振動減衰特性試験結果である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
［製造方法］
本発明の一実施形態に係るＦｅ基双晶型制振合金は、溶解鋳造、鍛造、熱間加工（熱間圧延等）、冷間加工（冷間圧延、伸線加工等）、プレス加工等により所望の形状に成形した後、溶体化処理を施すことにより製造することができる。合金の溶製、加工に関しては本発明としては特に限定されるものではなく、常法を採用することができる。
【００３３】
製造工程には、溶体化処理する工程を必須に含む。溶体化処理は、溶解鋳造し、熱間及び冷間加工等により成形したＦｅ基制振合金を固溶化温度まで加熱し、組織を母相（ＢＣＣ相）にした後、急冷することにより行う。溶体化処理は１１００〜１３００℃で行うのが望ましく、下限を１２００℃、上限を１２５０℃とするのが一層望ましい。溶体化処理温度が１１００℃未満であると、第２相であるＦＣＣ相のピン止め効果により、結晶粒成長が進まず、１３００℃を超えると、液相が生じるため、十分な制振特性が得られない。
また、溶体化処理は、１０分間以上加熱保持するのが望ましい。１０分間未満の加熱保持では、十分に溶体化できず、また、結晶粒成長も進まない。
溶体化処理後の冷却における冷却速度は２００℃／秒以上が好ましく、５００℃／秒以上がより好ましい。冷却は水等の冷媒に入れるか、又は空冷により行うことができる。
【００３４】
また、結晶粒を粗大化させる場合には、上記溶体化処理温度で１０分間以上加熱する初期加熱工程と、加熱されたＦｅ基合金を３００〜１０００℃の温度範囲まで徐冷する徐冷工程と、徐冷されたＦｅ基合金を再加熱保持する再加熱工程からなる溶体化処理により、製造することもできる。該熱処理時のヒートパターンを図１に示す。
初期加熱工程及び再加熱工程は１１００〜１３００℃で行うのが望ましく、下限を１２００℃、上限を１２５０℃とするのが一層望ましい。
初期加熱工程後の徐冷では、冷却速度を５００℃／時間以下とするのが望ましく、１０〜５０℃／時間とするのが一層望ましい。
徐冷に伴って析出するＦＣＣ相はピン止め効果を示すが、再加熱工程ではピン止め効果が減少することによって急激な結晶粒成長が起こる。冷却速度が５００℃／時間を超えるとＦＣＣ相析出量の低下により粗粒化の効果が得られない。
徐冷では、３００〜１０００℃のいずれかの温度まで徐冷すればよく、それ以降の冷却速度は特に限定されない。また、徐冷した後、直ちに再加熱工程に移行するものであってもよい。
【００３５】
再加熱後の冷却速度は２００℃／秒以上が望ましく、５００℃／秒以上が一層望ましい。また、冷却方法も上記同様に、水冷又は空冷により行うことができる。
【００３６】
熱処理の繰り返しについて
結晶粒成長を促進することを目的として、徐冷工程及び再加熱工程を繰り返すこともできるが、その場合の徐冷、再加熱及び再加熱後の冷却時には、上記と同じ条件とすることが望ましい。
【００３７】
ＮｉＡｌなどの析出によるＢ２相析出による析出強化作用を得る観点から、溶体化処理後は更に１００〜３５０℃で時効処理を行うのが望ましく、時効処理温度の下限を１５０℃、上限を２５０℃とするのが一層望ましい。時効処理時間は組成及び温度により異なるが、５分間以上であるのが望ましい。時効処理時間が５分間未満では効果が不十分であり、一方、長過ぎると（例えば数百時間であると）延性が低下する。同様の理由で、時効処理時間の下限を３０分間、上限を２４時間とするのが一層望ましい。
【００３８】
［組織］
本発明のＦｅ基制振合金は、ＢＣＣ構造の母相（α相）からマルテンサイト変態する。Ｍｓより高い温度域ではＢＣＣ構造の母相組織を有し、Ｍｆより低い温度域ではマルテンサイト組織を有する。本合金では、マルテンサイト組織における双晶境界の移動により振動を抑制することから、多くのマルテンサイト組織が得られる温度域で使用することが好ましい。また、本合金では、冷却中の析出により生じたＦＣＣ構造のγ相が少量存在しても良い。γ相は溶体化後又は再加熱工程後の冷却中に粒界を中心に析出したり、溶体化温度又は再加熱温度において析出したりして延性向上に寄与するが、多量に出現すると制振特性を損なう。延性向上のためにγ相を析出させる場合は、体積分率で１０％以下が好ましく、５％以下がより好ましい。マルテンサイト相の結晶構造は２Ｍ又は８Ｍ、１０Ｍ、１４Ｍ等の長周期構造である。
【００３９】
使用温度との関係
本発明のＦｅ基制振合金は、室温においてマルテンサイト組織を示す。本発明の使用温度域としては、室温からマルテンサイト組織を示す温度範囲において、制振合金として使用することができる。
【００４０】
Ｂ２相の説明
本発明のＦｅ基制振合金では、溶体化処理後の時効処理時に規則相の一つであるＢ２相が析出する。Ｂ２相は高い析出強化作用を示すことから、マルテンサイト相又はＢＣＣ相中に、微細なＢ２相が分散した組織を呈することが望ましい。
【００４１】
［Ｆｅ基制振合金からなる部材］
Ｆｅ基制振合金は熱間加工性及び冷間加工性に富むことから、棒や板等の形状に容易に成形加工することができる。
【００４２】
Ｆｅ基制振合金からなる棒材は、平均結晶粒径ｄａｖが板材の半径Ｒ以上であるのが好ましく、ｄａｖ≧２Ｒであるのがより好ましい。ｄａｖ≧２Ｒの条件を満たす棒材は、粒界が竹の節のように位置する構造となり、結晶粒間の拘束力が低減されるので、優れた制振特性を発揮する。
ｄａｖ≧Ｒ又はｄａｖ≧２Ｒの条件を満たしても、結晶粒には粒径分布があるので、半径Ｒ未満の粒径ｄを有する結晶粒も存在する。より良好な制振特性を有するＦｅ基制振合金とするために、結晶粒径ｄが半径Ｒ以上の領域が棒材の全長の３０％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがより好ましい。
【００４３】
Ｆｅ基制振合金からなる板材は、平均結晶粒径ｄａｖが板材の厚さＴ以上であるのが好ましく、ｄａｖ≧２Ｔであるのがより好ましい。このような結晶粒を有する板材は、個々の結晶粒が板材の表面において粒界から解放された状態になっている。ｄａｖ≧Ｔを満たす板材は、結晶粒間の拘束力が低減されるので、優れた制振特性を発揮する。
ｄａｖ≧Ｔ又はｄａｖ≧２Ｔの条件を満たしても、結晶粒には粒径分布があるので、厚さＴ未満の粒径ｄを有する結晶粒も存在する。より良好な制振特性を有するＦｅ基制振合金とするために、結晶粒径ｄが厚さＴ以上の領域が板材の全面積の３０％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがより好ましい。
Ｆｅ基制振合金からなる棒材及び板材は、その制振特性を利用して旋盤、フライス盤等の工作機械や、各種ポンプ、モーター、コンプレッサー等の産業用機器等に適用することができる。
【実施例】
【００４４】
（実施例１）
表１に、供試材として用意した本発明の成分範囲になる発明鋼と、本発明の成分範囲を外れた比較鋼の化学組成（残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物）を示す。
供試材は、ＶＩＭ(vacuum induction melting)で溶製し、熱処理に供した。
熱処理は、図１に示すパターンで行い、初期加熱及び再加熱条件ともに１２００℃で１時間の等温保持とした。徐冷時の冷却速度及びその後の昇温速度はそれぞれ、２５℃／時間及び５０℃／時間とし、冷却から加熱に転じる温度を９００℃とした。再加熱後は水冷による冷却を行った。また、これらの熱処理の後、２００℃にて６時間の時効処理を行った。
発明合金においては、いずれも徐冷時にＦＣＣ相が母相のＢＣＣ相中に析出し、これらはその後の昇温過程において再固溶した。このため、これらの合金においては、いずれも著しい結晶粒成長が生じており、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．−７．５〜−７．０の粗大な結晶粒が観察された。
【００４５】
各供試材の損失係数をＪＩＳ  Ｇ  ０６０２「制振鋼板の振動減衰特性試験方法」の片端固定打撃試験法で、室温にて測定し、その結果を表１に示した。
発明合金は総じて比較合金よりも高い損失係数を示した。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
組織評価
図２に、図１の条件にて熱処理した発明合金２の光学顕微鏡像を示す。試料全面においてマルテンサイト組織が観察され、主な使用温度域である室温で熱弾性型マルテンサイト組織を示すことが確認された。また、粒界において析出したＦＣＣ相が観察され、その面分率は約３％であった。同合金の損失係数に相当するｔａｎδを、粘弾性測定装置（ＤＭＳ）を用いた粘弾性測定により評価した。引張モードで歪振幅１．０×１０−４、２．０×１０−４及び４．０×１０−４、周波数１Ｈｚの条件で行い、室温から−１５０℃まで冷却した後、２００℃まで加熱して測定した。測定結果を図３に示す。ｔａｎδは−１５０〜２００℃の範囲で高い値を示していることから、この温度範囲において本発明の合金を制振合金として使用し得る。
【００４８】
（実施例２）
実施例１にて作製した発明合金２の組成から、Ｆｅの一部を表２に示す元素に（第５成分）に置換した組成に変更した以外は実施例１と同様の方法で各Ｆｅ基合金を作製した。これらの合金の結晶粒度番号および損失係数を実施例１と同様にして測定し、表２に示した。Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃ等の元素が加えられて耐食性、強度、延性等が改善されたＦｅ基合金は、いずれも発明合金１〜４同様に著しい結晶粒成長を示し、高い損失係数を示した。
【００４９】
【表２】
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【００５０】
（実施例３）
図４は、発明合金２に対して図１の熱処理を行った場合の、徐冷工程の最終温度と結晶粒径の関係を示した図である。図１の熱処理を行うことにより、著しい粗粒化が可能となった。
【００５１】
図５は、発明合金２に対して図１の熱処理を行い、徐冷工程の最終温度を９００℃とした試料の振動減衰特性試験結果である。図中には比較のため、固溶化温度及び固溶化時間を変化させて、結晶粒度番号２程度に調整した場合の損失係数も同様に示す。図１の条件で粗粒化することによって、制振特性が向上し、制振合金としての応用が可能となっていることが明らかである。特に１００Ｈｚ以下の周波数域でより優れた結果を示した。
【００５２】
（実施例４）
実施例１にて作製した発明合金１〜４に対して、室温にて引張試験を行った。試験結果を表３に示す。いずれも約６５０〜７５０ＭＰａの引張強さを示し、制振合金としては優れた強度特性を有することが確認された。本合金では時効によってＢ２相が析出しており、その析出強化作用によって優れた強度が得られた。
【００５３】
【表３】
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【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図２】
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