(57)【要約】【課題】経時的な制振性能の低下を防止して、長期にわたり優れた制振性能を発揮できるマンガン基双晶型制振合金を提供する。【解決手段】Ｍｎをベースとし、原子％で、Ｃｕを２０±５％、Ｎｉを５±３％、Ｆｅを２±１％、更にＣｒを０．５％以上〜１％未満含有する鋼塊２が一次加工３００された素材３に、８５０〜９２５℃で４時間以上加熱された後、冷却される固溶化処理４００、及び８５０〜９５０℃で１時間以上加熱された後、定速徐冷される高温焼鈍処理６００が施されているマンガン基双晶型制振合金４である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎをベースとし、原子％で、Ｃｕを２０±５％、Ｎｉを５±３％、Ｆｅを２±１％、更にＣｒを０．５％以上〜１％未満含有する鋼塊が一次加工された素材に、８５０〜９２５℃で４時間以上加熱された後、冷却される固溶化処理、及び８５０〜９５０℃で１時間以上加熱された後、定速徐冷される高温焼鈍処理が施されていることを特徴とするマンガン基双晶型制振合金。
【請求項２】
上記高温焼鈍処理の定速徐冷の冷却速度が、０．８５〜１．６５℃／分であることを特徴とする請求項１記載のマンガン基双晶型制振合金。
【請求項３】
上記高温焼鈍処理が、定速徐冷を２５０〜４５０℃まで行い、その後急冷することを特徴とする請求項１又は２記載のマンガン基双晶型制振合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マンガン基双晶型制振合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
マンガンをベースとする、マンガン（Ｍｎ）−銅（Ｃｕ）系マンガン基双晶型合金は、金属材料の中でも優れた減衰性能を有することが知られている（例えば特許文献１参照）。
【０００３】
また、Ｍｎ−Ｃｕ系合金は、８００〜１１００℃で加熱した後、２５０〜４７５℃の温度範囲に入るまで、０．８５〜１．６５℃／分で定速徐冷し、更に１０℃／分以上で急冷する熱処理を行うことで、制振性能が向上することが公知である（例えば特許文献２参照）。
【０００４】
【特許文献１】特許第２８４９６９８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開２００５−２３３６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、Ｍｎ−Ｃｕ系合金では、時間が経過するにつれて減衰性能が低下する、いわゆる経時劣化が生じ、長期にわたり減衰性能を維持できないという問題があった。経時劣化は、合金中に不可避的に含まれる炭素（Ｃ）成分が、双晶界面或いは結晶粒界に拡散することが原因である。この経時劣化は以下の機構によると考えられる。
【０００６】
合金中において、ＭｎとＣｕは偏析しやすく、それぞれ、Ｍｎリッチゾーン、Ｃｕリッチゾーンを形成する。合金中には、Ｃが０．００５〜０．０１ａｔ％程度、不可避的に含まれる。ＣのＣｕに対する室温での固溶限は０％である。そのため、時間の経過と共に、Ｃｕリッチゾーン中に含まれるＣは、室温における拡散により、双晶界面或いは結晶粒界へ押し出されて析出する。双晶界面或いは結晶粒界に析出物が存在すると、制振性能が顕著に低下する。
【０００７】
本発明は、上記問題に鑑みなされたもので、本発明が解決しようとする課題は、経時的な制振性能の低下を防止して、長期にわたり優れた制振性能を発揮できるマンガン基双晶型制振合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係るマンガン基双晶型制振合金は、Ｍｎをベースとし、原子％で、Ｃｕを２０±５％、Ｎｉを５±３％、Ｆｅを２±１％、更にＣｒを０．５％以上〜１％未満含有する鋼塊が一次加工された素材に、８５０〜９２５℃で４時間以上加熱された後、冷却される固溶化処理、及び８５０〜９５０℃で１時間以上加熱された後、定速徐冷される高温焼鈍処理が施されていることを要旨とする。
【０００９】
上記固溶化処理の雰囲気が大気雰囲気であることが好ましい、
【００１０】
上記高温焼鈍処理の雰囲気が水素雰囲気であることが好ましい。
【００１１】
上記高温焼鈍処理の定速徐冷の冷却速度が、０．８５〜１．６５℃／分であることが好ましい。
【００１２】
上記高温焼鈍処理が、定速徐冷を２５０〜４５０℃まで行い、その後急冷することが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係るマンガン基双晶型制振合金は、Ｍｎをベースとし、原子％で、Ｃｕを２０±５％、Ｎｉを５±３％、Ｆｅを２±１％、更にＣｒを０．５％以上〜１％未満含有する鋼塊が一次加工された素材に、８５０〜９２５℃で４時間以上加熱された後、冷却される固溶化処理、及び８５０〜９５０℃で１時間以上加熱された後、定速徐冷される高温焼鈍処理が施されていることにより、ＭｎとＣｕのマクロ偏析や歪が低減し、双晶形成が十分行われ、高減衰性能が得られる。更に、Ｃｒを０．５％以上〜１％未満含有することにより、経時劣化を抑制して高減衰性能を長期にわたり発揮できる。
【００１４】
Ｃｒを０．５％以上〜１％未満含有することで、経時劣化が抑制できる理由は以下の通りである。合金中に不可避的に含まれるＣは、Ｃｒと結合しＣｒ炭化物となる。ＣがＣｒ炭化物になるとＣの含有量が少なくなるので、Ｃｕリッチゾーン中に含まれるＣが室温で拡散して双晶界面或いは結晶粒界へ析出することを防止できる。またＣｕリッチゾーン中のＣｒ炭化物は、合金中のＣと比較して室温における拡散が小さい。そのため、Ｃｒ炭化物が双晶界面或いは結晶粒界へ拡散して析出することがない。本発明マンガン基双晶型制振合金は、経時的に双晶界面或いは結晶粒界に析出物が発生することがないので、制振性能が低下するといった経時劣化が生じない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明の一実施形態に係るマンガン基双晶型制振合金について詳細に説明する。本発明のマンガン基双晶型制振合金は、化学組成として、Ｍｎをベースとし、原子％で（尚、本発明で％という場合、全て原子％を意味する）、Ｃｕを２０±５％、Ｎｉを５±３％、Ｆｅを２±１％、更にＣｒを０．５％以上〜１％未満含有する。すなわち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒの各成分の含有量の合計の残部は、Ｍｎと不可避的不純物の含有量となる。
【００１６】
上記組成のＭｎ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ系双晶型制振合金は、基本的に高減衰性能を備える。そして上記基本組成に、Ｃｒを０．５％以上〜１％未満含有することで、経時劣化を抑制し、製造直後の初期の高減衰特性を長期間にわたり発揮することができる。Ｃｒが０．５％未満では、Ｃの拡散を防止できず、経時劣化の抑制効果が不十分である。また、Ｃｒが１％以上では、添加量が過剰となって、Ｃｒ炭化物が拡散しやすくなって、結晶粒界へＣｒ炭化物が析出し逆に減衰性能が低下してしまう。
【００１７】
また合金の組成において、Ｃｕの含有量が２５％を超えると偏析が生じ易くなり、１５％未満では固溶化処理の際にγ＋β相となり易くなる。またＮｉ及びＦｅの含有量が、それぞれの下限値未満になると、双晶の生成が不十分になる。一方、Ｎｉ及びＦｅの含有量が、それぞれの上限値を超えると、双晶を生成する効果が飽和してしまい、含有量を増やしても、双晶の生成に変化がない。
【００１８】
本発明の制振合金は、上記の所定の組成に配合され溶解、鋳造された鋼塊が、鍛造、圧延等で棒状、板状等の素材とする一次加工が施され、この素材に固溶化処理を行った後、高温焼鈍処理等の処理が施させれることで得られる。得られた制振合金は、二次加工を施して、各種形状に加工することで製品とすることができる。以下、上記処理について説明する。
【００１９】
図１は制振合金を得るための処理の一例を示すフローチャートである。処理は、図１に示すように、合金１の原料を溶解する溶解工程１００、溶解した原料を鋳造する鋳造２００、鋼塊２を所定の形状の素材３に加工する一次加工３００、素材を８５０〜９２５℃で４時間以上加熱した後冷却する固溶化処理４００、スケールを処理するスケール処理５００、スケールを除去した素材を再度加熱して８５０〜９５０℃で１時間以上加熱した後、定速徐冷する高温焼鈍６００、及び所定の製品形状や最終製品に近い形状に機械加工等を施す二次加工７００等の処理操作を順次行うことでマンガン基双晶型制振合金４が得られる。
【００２０】
溶解１００は、原料１を上記の所定の組成に配合し高周波誘導加熱炉等において、アルゴン等の雰囲気下に溶解する。鋳造２００では、この溶解した溶湯を所定の鋳型で鋳造して、鋼塊（インゴット）２を得る。
【００２１】
一次加工３００は、熱間鍛造、熱間圧延等の熱間加工、又は冷間圧延等の冷間加工することで、上記鋼塊を棒状、板状等の所望の形状の素材３とする加工である。この素材３の形状は、合金を最終製品に加工するための半製品として、製品の形状等に応じて、適宜形状に形成される。また、一次加工において、鋳造組織の破壊、鋳造欠陥の消滅、偏析の解消等を目的とする場合には、熱間加工を施すことが好ましい。
【００２２】
固溶化処理４００は、双晶形成及びマクロ偏析の解消のために行うものであり、素材を温度が８５０〜９２５℃（以下、固溶化温度ということもある）で４時間以上加熱保持４１０（以下、この加熱保持時間を固溶化時間ということもある）した後、空冷以上の冷却速度で、１００℃以下になるまで冷却する処理４２０を行う。上記固溶化温度と固溶化時間の技術的意義について、以下に説明する。
【００２３】
Ｍｎ−Ｃｕ系合金を固相線温度付近の温度に加熱すると、金属組織がオーステナイト相（γ相の単一相）となる。これを冷却すると、γ相には、ナノメートルサイズのＭｎ濃度がその平均濃度よりも高い領域（Ｍｎリッチ領域）と、Ｃｕ濃度がその平均濃度よりも高い領域（Ｃｕリッチ領域）とが形成され、微細な双晶が形成されマンガン基双晶型制振合金が得られる。マンガン基双晶型制振合金は微細な双晶により振動吸収効果が得られ、高い減衰性能を有するものである。
【００２４】
ところでマンガン基双晶型制振合金には、マクロ偏析が生じ易いという傾向がある。またマンガン基双晶型制振合金のＣｕリッチ領域は、減衰性能に寄与しないことが知られている。そのため、マンガン基双晶型制振合金に、マクロ偏析が生じ組織が不均一になると、減衰性能が低下し、本来の優れた制振特性が得られない虞がある。一般にマクロ偏析は、合金を固相線温度付近の温度に加熱した状態で保持し急冷を行うことで解消できる。この固溶化時間が長くなるほど、ＭｎとＣｕのマクロ偏析が減少する。マクロ偏析が少なくなると、損失係数が大きくなり、制振性能が向上する。
【００２５】
固溶化処理４００において、固溶化温度の下限は、少なくともγ相単相となる温度以上は必要である。そしてマクロ偏析を短時間で解消する点から、温度は高い方がよい。このような理由から、固溶化温度の下限は、８５０℃以上とした。また、固溶化温度の上限は、少なくとも合金の固相線温度以下である必要がある。Ｃｕを２０％程度含有するＭｎ−Ｃｕ系合金の固相線温度は、約１０００℃である。そして固溶化温度が高い程、短時間でマクロ偏析を低減できる。一方、固溶化温度が高すぎると、液相が生成し、一次加工の際に微細化された組織が肥大化する。このような理由から、固溶化温度の上限は９２５℃以下とした。
【００２６】
固溶化処理４００において、固溶化温度を８５０〜９２５℃としたことにより、上記組成のＭｎ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ系双晶型制振合金において、比較的短時間で、しかも確実に、ＭｎとＣｕのマクロ偏析を解消することができる。
【００２７】
固溶化処理４００の固溶化時間は、４時間以上である。固溶化時間が４時間未満の場合には、十分な減衰性能が得られない虞がある。また固溶化時間が長い程、マクロ偏析の解消効果が大きくなるので、より高い減衰性能を得るためには、固溶化時間が８時間以上が好ましい。また固溶化時間が長くなりすぎると、結晶粒が増大するため、上限は２４時間以内とするのが好ましい。
【００２８】
固溶化処理４００の雰囲気は、特に限定されず、アルゴン雰囲気等の不活性雰囲気、水素雰囲気等の還元雰囲気、或いは大気雰囲気等のいずれの雰囲気でもよい。大気雰囲気で固溶化処理を行うと、特定のガスを必要としないので、製造コストを低減できる。大気雰囲気で固溶化処理を行うと、制振合金素材の表面に酸化被膜が形成されるが、その後のスケール除去５００や二次加工７００等の処理の際に除去すれば、制振特性に悪影響を与えることはない。
【００２９】
固溶化処理４００における素材を８５０〜９２５℃で４時間以上加熱保持４１０の後の冷却４２０は、空冷、水冷、油冷等の冷却手段を用いて行うことができる。この冷却速度は、空冷以上の冷却速度で行われる。この固溶化処理４００の合金素材の冷却速度が、空冷よりも遅くなると、冷却時にαＭｎ相が生成する虞が大きくなる。また、冷却速度が遅くなると、冷却時間が長くなり、製造に時間がかかり製造コストを上昇させる。上記したように、高い制振特性を得るためには、Ｍｎリッチ領域とＣｕリッチ領域の分離をナノメートルサイズで生じさせる必要がある。αＭｎ相が生成すると、この分離が悪くなって、制振特性が低下する。空冷以上の冷却速度であれば、αＭｎ相が生成する虞がなく、高い制振特性が確実に得られ、製造時間が短時間で済み、製造コストを上昇させない。
【００３０】
スケール処理５００は、固溶化処理４００が終了した素材の表面に形成された合金の酸化物を除去する。具体的な酸化物の除去手段としては、旋削、研削等が挙げられる。
【００３１】
高温焼鈍処理６００は、固溶化処理後冷却により生じた歪や、固溶化処理において解消されなかった偏析などを解消するために行うものであり、固溶化処理で冷却された合金素材を８５０〜９５０℃に加熱した状態で１時間以上この温度に加熱保持４１０の後、所定の冷却速度で徐冷（定速徐冷）６２０を行い、所定の温度以下になったら急冷６３０を行う。以下、高温焼鈍処理６００について説明する。
【００３２】
高温焼鈍処理６００の合金を加熱する温度（以下、焼鈍温度ということもある）は８５０〜９５０℃で行う。焼鈍温度の技術的意義は、以下の通りである。焼鈍温度は、少なくともγ相単相となる温度以上が必要である。一般に歪や偏析を解消するためには温度が高い方が短時間で済む。一方、焼鈍温度が高すぎると液相が生成する。また、焼鈍温度が高くなるほど微細化した組織が粗大化し、合金表面からＭｎが揮発し易くなる。このような点から、焼鈍温度の下限を８５０℃以上とし、焼鈍温度の上限を９５０℃以下とした。
【００３３】
高温焼鈍処理６００において、焼鈍温度に加熱した状態を保持する保持時間は、上記加熱温度で１時間以上行う。保持時間が１時間未満では歪や偏析の除去や、経時劣化を抑える効果が不十分で、所定の制振性能が得られない虞がある。保持時間が長くなるほど、歪や偏析を確実に消滅させることができる。また保持時間が長くなるほど、合金中のＣｒとＣを確実に反応させることができ、経時劣化を抑制する効果が大きくなる。そのため、保持時間は３時間以上であるのが好ましい。一方、保持時間が必要以上に長くなると、合金表面からＭｎが蒸発したり、生産性が低下する。そのため、保持時間の上限は８時間以内とするのが好ましい。
【００３４】
上記の焼鈍温度で所定の時間、加熱保持した素材を徐冷すると共に、温度勾配が冷却中を通じで一定になるように、冷却速度を調節して、２５０〜４５０℃の温度範囲となるまで、定速徐冷６２０を行う。定速徐冷６２０を行うことで、歪の残留やαＭｎ相の生成を生じさせることなく、ナノメートルサイズの微細な双晶形成を十分行うことができ、優れた制振特性が得られる。以下、定速徐冷について説明する。
【００３５】
高温に保持された合金を冷却速度を制御せずに放冷して冷却すると、一般に高温域では冷却速度が速く低温になるほど冷却速度が低下する。Ｍｎ−Ｃｕ系制振合金をγ領域から徐冷する場合、冷却速度にばらつきがあると、（１）ナノメートルサイズの双晶形成が不十分となる、（２）熱膨張による歪が残留する、（３）双晶形成に寄与しないαＭｎ相が生成しやすくなる、といった問題がある。定速徐冷することで上記問題を回避できる。
【００３６】
一般に定速徐冷の冷却速度が速くなるとαＭｎ相の生成を防止できる効果が大きくなる。このような効果を十分得るために、徐冷速度は、０．８５℃／分以上で行うことが好ましく、更に好ましくは１．３３℃／分以上である。また、定速徐冷の冷却速度が速くなりすぎると、合金内部に歪が発生しやすくなることから、１．６５℃／分以下が好ましく、更に好ましくは１．６０℃／分以下である。
【００３７】
高温焼鈍処理６００では、定速徐冷６２０を常温まで行っても良いが、図１に示すように、定速徐冷６２０を所定の温度（２５０〜４５０℃）となるまで行い、その後、常温まで急冷するのが好ましい。この定速徐冷を終了させ急冷を開始する温度（以下、定速徐冷終了温度ということもある）が低すぎると、αＭｎ相の生成を抑制する効果が小さくなる。そのため、定速徐冷終了温度は、２５０℃以上が好ましく、更に好ましくは２７５℃以上、より好ましくは３００℃以上とすることで、αＭｎ相の生成を効果的に抑制することができる。
【００３８】
一方、定速徐冷終了温度が高くなりすぎると、残留歪が大きくなり、制振特性が低下することから、定速徐冷終了温度は４５０℃以下が好ましく、更に好ましくは４００℃以下、より好ましくは３５０℃以下とすることで、残留歪を小さくし、十分な制振特性を確実に得ることができる。
【００３９】
上記定速徐冷終了温度まで定速徐冷した後に急冷することで、αＭｎ相の生成を効果的に防止し制振性能を向上させることができる。急冷の冷却速度が大きくなるほど、αＭｎ相の生成を防止できる効果が大きくなることから、急冷の冷却速度は１０℃／分以上が好ましく、更に好ましくは、２０℃／分以上である。
【００４０】
定速徐冷及び急冷の冷却手段は、熱風や冷風を用いる送風冷却、水冷、油冷等の手段を用いることができる。定速徐冷の冷却手段は、送風冷却が好ましい。また急冷の冷却手段は、水冷、油冷が好ましい。
【００４１】
高温焼鈍処理６００の加熱及び定速徐冷の処理は、大気雰囲気、不活性雰囲気又は還元雰囲気の任意の雰囲気で行うことができるが、合金の表面に酸化被膜が形成されるのを防止する点から、不活性雰囲気又は還元雰囲気で行うことが好ましい。不活性雰囲気としては、アルゴン、窒素等の不活性ガスの雰囲気が挙げられる。また、還元雰囲気としては、水素雰囲気が挙げられる。
【００４２】
高温焼鈍処理が施されて、高減衰特性を維持しつつ、経時劣化を抑制した高特性制振合金が得られる。この素材は、そのまま最終製品として利用することもできるが、二次加工７００で、機械加工を行い、加工品として最終製品とすることもできる。具体的な最終製品としては、制振性が要求される機器のネジ、ボルト、ナット、リング、ワッシャー、インシュレーター、台座、バネ、バイトホルダ、軸受等の各種部品、各種筐体等が挙げられる。各種部品には、異形の部品、機構部品等も含まれる。これらの各種部品の形状としては、板、テープ、箔、円筒等が挙げられる。二次加工の機械加工は、曲げ加工、切削加工、塑性加工、旋盤加工、穴開け加工、研磨加工等が挙げられる。
【００４３】
以下、本発明の実施例及び比較例を示す。
実施例１〜３、比較例１〜４
表１に示す組成Ａ〜Ｇを有する各合金を高周波誘導加熱炉を用いてアルゴン雰囲気下に溶解し、鋳造して１５０ｋｇの鋼塊（φ１７０〜φ１９０×２３０Ｌ）を得た。表１に示すように、実施例１〜３はＣｒの含有量を０．５〜０．９８％まで変えた合金であり、比較例１はＣｒを含有せず、比較例２〜４はＣｒを含有するがその含有量が本願発明の範囲を外れる組成を有する合金である。
【００４４】
次に、得られた鋼塊を熱間鍛造（８５０℃）して直径５０ｍｍの丸棒状の素材を得た。更にこの棒状の素材をオーステナイト状態で長時間保持し固溶化処理を行った。固溶化処理は、大気中で、素材を９００℃として加熱して、８時間加熱保持した後、水冷した。
【００４５】
次に冷却された素材に高温焼鈍処理を施した。高温焼鈍処理は、水素雰囲気下で、素材を９００℃まで加熱して３時間保持した後、冷却速度１．５℃／分で３００℃になるまで定速徐冷を行った。そして定速徐冷されて素材が３００℃に到達した後、１００℃以下まで水冷を行ってマンガン基双晶型制振合金を得た。
【００４６】
次に得られたマンガン基双晶型制振合金から、厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１６０ｍｍの薄板状の試験片を切り出し、中央加振法にて減衰特性を評価した。減衰特性の試験は、試験片を製造後４ヶ月経過後の損失係数の測定と、４ヶ月経過後の損失係数の経時劣化率により行った。損失係数は、ＪＩＳ  Ｇ０６０２の試験方法に準拠して、中央加振法により最大歪振幅１×１０−３時の値を測定した。４ヶ月経過後の損失係数の経時劣化率Δ（％）は、下記（１）式に示すように初期（製造後７日経過後）の試験片の損失係数δ１に対する、４ヶ月経過後の試験片の損失係数δ２の減少率である。
経時劣化率Δ（％）＝（δ１−δ２）／δ１×１００・・・・（１）
【００４７】
マンガン基双晶型制振合金における制振特性の評価は、４ヶ月経過後の損失係数が、０．１５以上を有してしれば、十分な減衰特性を発揮できると判断し、また経時劣化率が３０％以下であれば、経時劣化を十分抑制できると判断した。
【００４８】
実施例１〜３は、いずれも４ヶ月経過後の損失係数が０．１５以上であり、経時劣化率が３０％以下であった。これに対し、比較例１〜３は、４ヶ月経過後の損失係数が０．１５未満であり、４ヶ月経過後の経時劣化率が３０％以上であった。また比較例４は、４ヶ月経過後の損失係数が０．１５以上であるが、４ヶ月経過後の経時劣化率が３０％以上であった。表１に示すように、Ｃｒを０．５％以上〜１％未満含有することで、経時劣化を抑制することができる。
【００４９】
実施例４〜７
合金の組成を実施例１と同様に組成Ａとし、高温焼鈍処理の焼鈍温度を表２に示すように、８５０℃（実施例４）、８７５℃（実施例５）、９２５℃（実施例６）、９５０℃（実施例７）とした以外は実施例１と同様の組成、処理条件にてマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表２に示す。
【００５０】
実施例８〜１１
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、高温焼鈍処理の焼鈍温度を表２に示すように、８５０℃（実施例８）、８７５℃（実施例９）、９２５℃（実施例１０）、９５０℃（実施例１１）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表２に示す。
【００５１】
実施例１２〜１５
合金の組成を実施例３と同様に組成Ｃとし、高温焼鈍処理の焼鈍温度を表２に示すように、８５０℃（実施例１２）、８７５℃（実施例１３）、９２５℃（実施例１４）、９５０℃（実施例１５）とした以外は、実施例３と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表２に示す。
【００５２】
比較例５〜６
合金の組成を実施例２、８〜１１と同様に組成Ｂとし、高温焼鈍処理の焼鈍温度を表２に示すように、８２０℃（比較例５）、９７０℃（比較例６）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表２に示す。表２に示すように、焼鈍温度を８５０℃〜９５０℃とすることで、損失係数、経時劣化率をともに満足する制振合金を得ることができる。
【００５３】
実施例１６〜１９
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、固溶化処理の固溶化温度を８５０℃とし、高温焼鈍の加熱保持温度を８７５℃（実施例１６）、９００℃（実施例１７）、９２５℃（実施例１８）、９５０℃（実施例１９）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表３に示す。
【００５４】
実施例２０〜２３
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、固溶化処理の固溶化温度を９２５℃とし、高温焼鈍の加熱保持温度を８７５℃（実施例２０）、９００℃（実施例２１）、９２５℃（実施例２２）、９５０℃（実施例２３）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表３に示す。表３に示すように、固溶化温度を８５０℃〜９２５℃とすることで、損失係数、経時劣化率をともに満足する制振合金を得ることができる。
【００５５】
実施例２４〜２６
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、固溶化処理の加熱保持時間を４時間（実施例２４）、１６時間（実施例２５）、２４時間（実施例２６）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表４に示す。
【００５６】
実施例２７〜２９
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、高温焼鈍処理の加熱保持時間を１時間（実施例２７）、５時間（実施例２８）、１０時間（実施例２９）とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表４に示す。
【００５７】
比較例７
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、固溶化処理の加熱保持時間を１時間とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表４に示す。
【００５８】
比較例８
合金の組成を実施例２と同様に組成Ｂとし、高温焼鈍処理の加熱保持時間を０．５時間とした以外は、実施例２と同じ処理条件でマンガン基双晶型制振合金を得た。損失係数と、経時劣化率を表４に示す。表４に示すように、固溶化処理の加熱時間を４時間以上とし、高温焼鈍処理の加熱保持時間を１時間以上とすることで、損失係数、経時劣化率をともに満足する制振合金を得ることができる。
【００５９】
【表１】
2008297581.tif 000003
【００６０】
【表２】
2008297581.tif 000004
【００６１】
【表３】
2008297581.tif 000005
【００６２】
【表４】
2008297581.tif 000006
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】本発明の制振合金を得るための処理の一例を示すフローチャートである。
【符号の説明】
【００６４】
１  合金の原料
２  鋼塊
３  素材
４  マンガン基双晶型制振合金
３００  一次加工
４００  固溶化処理
６００  高温焼鈍処理
【図１】
2008297581.tif 000007